Закономерности термоупругих мартенситных превращений, механизмы эффекта памяти формы и сверхэластичности в гетерофазных монокристаллах никелида титана тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

Панченко Елена Юрьевна

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ТЕРМОУПРУГИХ МАРТЕНСИТНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ, МЕХАНИЗМЫ ЭФФЕКТА ПАМЯТИ ФОРМЫ И СВЕРХЭЛАСТИЧНОСТИ В ГЕТЕРОФАЗНЫХ МОНОКРИСТАЛЛАХ НИКЕЛИДА ТИТАНА

01.04.07 - физика конденсированного состояния

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Томск - 2004

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

Научный руководитель: доктор физико-математических наук, профессор,

зав. лаб. физики пластичности и прочности Сибирского физико-технического института при Томском государственном университете Чумляков Юрий Иванович

Официальные оппоненты: доктор физ.-мат. наук, профессор, зав. кафедрой

высшей математики Томского государственного архитектурно-строительного университета Старенченко Владимир Александрович доктор физ -мат. наук, ст. науч. сотрудник Института сильноточной электроники СО РАН Иванов Юрий Федорович

Ведущая организация: Институт физики прочности и материаловедения

СО РАН, г. Томск

Защита диссертации состоится " 20 " января 2005 г. в 14.30 на заседании диссертационного совета Д 212.267.07 в Томском государственном университете по адресу: 634050, г. Томск, пр. Ленина, 36

С диссертацией можно ознакомиться в Научной библиотеке Томского государственного университета.

Автореферат разослан декабря 2004 г.

Ученый секретарь диссертационного совета доктор физико-математических наук, ст. науч. сотрудник

Ивонин И. В.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Сплавы никелида титана находят широкое практическое применение благодаря сочетанию уникальных функциональных свойств - эффекта памяти формы (ЭПФ) и сверхэластичности (СЭ) - с высокой пластичностью, биологической совместимостью и коррозионной стойкостью. Поэтому разработка научных основ конструирования сплавов с заданными характеристиками, установление взаимосвязи

ЭПФ, СЭ с реальной структурой этих сплавов - размером зерна, текстурой, неоднородностями химического состава, размером и объемной долей частиц Т1зМц, выделяющихся в двойных богатых никелем сплавах - представляет собой важную в

научном и практическом плане проблему. На поликристаллах проведены

многочисленные исследования и установлены общие закономерности влияния химического состава, дефектов кристаллического строения, дисперсных частиц на термоупругие B2-R-В19' мартенситные превращения (МП). Однако исключить влияние границ зерен на зарождение и рост мартенситных кристаллов, исследовать ориентационную зависимость ЭПФ и СЭ, выяснить роль механизмов взаимодействия дисперсных частиц кристаллами мартенсита при формировании сплавов с заданными свойствами

невозможно без проведения систематических исследований на монокристаллах К

настоящему времени работ, выполненных на монокристаллах этих сплавов, мало. Поэтому систематические исследования на монокристаллах в однофазном и гетерофазном

состоянии являются актуальными. Они необходимы для развития теории термоупругих МП, создания физических основ разработки сплавов на основе с заданными прочностными

и функциональными свойствами. Использование монокристаллов для изучения

термоупругих МП дает возможность выбором ориентации варьировать прочностные свойства высокотемпературной фазы, изменять тонкую структуру материала - число вариантов дисперсных частиц - и позволяет получить целый ряд новых экспериментальных данных, связанных с влиянием ориентации кристалла, размера, объемной доли и числа вариантов дисперсных частиц на характеристики термоупругих МП, ЭПФ и СЭ.

Цель работы. Провести экспериментальное исследование закономерностей и механизмов развития термоупругих МП при охлаждении/нагреве, под действием

нагрузки в однофазных и гетерофазных монокристаллах

монокристаллах состаренных в свободном состоянии и под

растягивающей нагрузкой, исследовать влияние ориентации кристаллов, размера, объемной доли и числа вариантов дисперсных частиц на величину ЭПФ и СЭ, температурный

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

Научная новизна работы.

1. Впервые проведено исследование ориентационной зависимости ЭПФ при сжатии в однофазных монокристаллах Экспериментально доказано, что в однофазных монокристаллах с различной концентрацией никеля от 50.3 до 51.5 ат.% величина ЭПФ зависит от ориентации, способа деформации - растяжения/сжатия и совпадает с величиной деформации решетки при В2-В19' МП. Ориентационная зависимость предела текучести в температурном интервале развития МП под нагрузкой определяется ориентационной зависимостью ЭПФ в соответствии с уравнением Клапейрона-Клаузиуса.

2. Впервые экспериментально обнаружена СЭ при сжатии в однофазных закаленных монокристаллах Т'1-51.0 ат.%М1, ориентированных вблизи [001] направления.

3. Показано, что в низкопрочных монокристаллах Ti-(50.7-51.5)aT.%Ni с дисперсными частицами размером 100+400 нм трмпярятура урчцпя 1?->Н1д' МГХ увеличивается по

сравнению с закаленным кристаллами и

БИБЛИОТЕКА С.Я1

о»

Гл, уве,1 мичес!

мическим составом

матрицы после старения. Достижение высокого уровня накопленной упругой энергии и упрочнение В2-фазы за счет выделения мелких дисперсных частиц размером 25-30 нм приводит к уменьшению температуры Мв по сравнению с закаленным состоянием и к развитию обратных В19'—>В2 МП при температурах ниже температуры химического равновесия фаз

4. Температурный интервал проявления СЭ в однофазных и гетерофазных монокристаллах определяется уровнем прочностных свойств В2-фазы и зависит от ориентации кристалла, размера и объемной доли дисперсных частиц. В высокопрочных гетерофазных [Т п], [Т 22] и [011] монокристаллах Т1-51аТ.%№, содержащих мелкие дисперсные частицы размером 25-30 нм, наблюдается максимальный температурный интервал СЭ (ДТсэ=140-5-150 К), и впервые экспериментально установлено уменьшение механического гистерезиса Да в 6-8 раз с ростом температуры испытания.

5. В состаренных монокристаллах впервые проведено исследование влияния числа вариантов частиц на температуры МП, прочностные и функциональные свойства кристаллов. Экспериментально установлено изменение температур МП, уменьшение механического гистерезиса, увеличение температурного интервала СЭ в состаренных под растягивающей нагрузкой 150 МПа монокристаллах Ть(50.7-51.5)аТ.%№ с одним вариантом дисперсных частиц по сравнению с кристаллами с четырьмя вариантами таких же частиц.

Научно-практическая ценность работы. Закономерности обратимых термоупругих МП в гетерофазных монокристаллах Т1-№ при охлаждении/нагреве и под действием нагрузки могут быть использованы для дальнейшего развития теории МП в структрно-неоднородных материалах. Практическая значимость экспериментальных результатов, полученных на гетерофазных монокристаллах Ть№ с различным размером, объемной долей и числом вариантов дисперсных частиц заключается в возможности их использования при

выборе структурных состояний для разработки сплавов Т1-№ с заданными характеристиками. Установленные на монокристаллах Т1-№ закономерности ориентационной зависимости величины ЭПФ, СЭ, уровня прочностных свойств В2-фазы, температурного интервала СЭ могут быть применены для анализа функциональных и прочностных свойств текстурированных поликристаллов Ть№.

Научные положения, выносимые на защиту.

1. Экспериментально найденная в однофазных монокристаллах Т1-№ зависимость величины эффекта памяти формы от ориентации кристалла и способа деформации -растяжение/сжатие; равенство экспериментальных значений эффекта памяти формы и теоретически рассчитанных значений деформации решетки при мартенситном превращении. Условия для проявления сверхэластичности в однофазных монокристаллах: достижение высокого уровня прочностных свойств В2-фазы за счет отклонения от стехиометрии и подавления пластического течения выбором ориентации вблизи <001> направления.

2. Экспериментально обнаруженные закономерности изменения температур мартенситных превращений, температурного гистерезиса при выделении дисперсных частиц монокристаллах Т1-№, обусловленные увеличением концентрации N1, изменением прочностных свойств В2-фазы и величины генерируемой при мартенситном превращении упругой энергии в зависимости от размера, объемной доли и числа вариантов дисперсных частиц.

3. Закономерное увеличение температурного интервала сверхэластичности в однофазных и гетерофазных монокристаллах Т1-№ с ростом прочностных свойств В2-фазы при выборе ориентации оси деформации вблизи <001> направления, упрочнении материала мелкими частицами и изменении числа вариантов дисперсных частиц.

4. Экспериментально установленные особенности термоупругих B2-R-B19' мартенситных превращений в состаренных монокристаллах Ti-(50.7-51.5)aT.%Ni: уменьшение величины эффектов памяти формы и сверхэластичности с увеличением объемной доли дисперсных частиц, ослабление ориентационной зависимости величины эффекта памяти формы, уменьшение механического гистерезиса в раз с ростом температуры испытания в высокопрочных кристаллах Ti-Ni, ориентированных вблизи направления.

Апробация работы. Материалы диссертации доложены и обсуждены на следующих конференциях: 1. 7th European Mechanics of Materials Conference (EMMC7), May 18-23, 2003, Frejus, France. 2. International Workshop "Mesomechanics: Fundamentals and Applications" (MESO'2003), August 18-23, 2003, Tomsk, Russia. 3. XIV Петербургские чтения по проблемам прочности посвященные 300-летию Санкт-Петербурга, 12-14 марта 2003г., Санкт-Петербург, Россия. 4. Международная конференция «Современные проблемы физики и высокие технологии», посвященная 125-летию ТГУ, 75-летию СФТИ и 50-летию РФФ ТГУ, 29 сентября - 4 октября 2003г., Томск, Россия. 5. International Conference on Martensitic Transformations, ICOMAT02, June 10-14,2002, Espoo, Finland. 6. XL Международный семинар "Актуальные проблемы прочности" - 30 сентября - 4 октября 2002 г., Великий Новгород. 7. XXXVIII Международный семинар "Актуальные проблемы прочности" - 24-27 сентября 2001г., г. Санкт-Петербург. 8. VI International Conference "Computer-Aided Design ofAdvanced Materials and Technologies" (CADAMT'2001), March 29-31, 2001, Tomsk, Russia. 9. XXXVII Международный семинар "Актуальные проблемы прочности", 3-5 июля 2001 г., Киев, Украина. 10. "Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов", 24-25 октября 2001 г., МИСиС, Москва. 11. Fifth European Symposium on Martensitic transformations and shape memory alloys. ESOMAT 2000, Italy, 4-8 September, 2000. Опубликованы тезисы и статьи в сборниках информационных материалов этих конференций.

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 31 работа, их них 9 статей в рецензируемых научных журналах, 6 статей в сборниках трудов конференций, 16 тезисов докладов. Список основных опубликованных работ приведен в конце автореферата.

Построение и объем диссертационной работы. Работа состоит из введения, четырех глав, выводов, и списка цитируемой литературы из 158 наименований; общий объем диссертации 256 страниц, включая 115 рисунков и 20 таблиц.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении дана краткая характеристика современного состояния проблемы, обоснована актуальность темы, сформулированы наиболее общие цели и задачи работы, представлены положения, выносимые на защиту.

В первой главе «Термоупругие мартенситные превращения в сплавах никелида титана» дан обзор теоретических и экспериментальных работ, посвященных термодинамическому и кристаллографическому описанию термоупругих МП в сплавах никелида титана, рассмотрены механизмы ЭПФ и СЭ, процессы старения в свободном состоянии и под действием нагрузки в двойных сплавах Ti-Ni, а также экспериментальные результаты, полученные при изучении влияния дисперсных частиц на температуры

термоупругих МП, ЭПФ и СЭ в поликристаллах Ti-Ni.

Во второй главе «Постановка задач исследования, материал исследования и методика эксперимента» на основании анализа литературных данных сформулированы задачи настоящей работы, представлена методика эксперимента. Предполагается, что в монокристаллах Ti-Ni, варьируя химический состав, ориентацию, размеры, объемную долю, число вариантов дисперсных частиц можно реализовать различные механизмы

взаимодействия дисперсных частиц с кристаллами В19'-мартенсита [1-4], контролировать температуры МП, температурный и механический гистерезис, прочностные и функциональные свойства монокристаллов Ti-Ni.

В работе ставились следующие конкретные задачи исследования:

1. На монокристаллах Ti-(50.7-51.5)aT.%Ni исследовать зависимость температур прямого B2-*R-»B19'Mn и обратного В19'-+В2 МП, температурного гистерезиса при охлаждении-нагреве от размера, объемной доли и количества вариантов дисперсных частиц T15N14.

2. Исследовать зависимость величины ЭПФ, СЭ, предела текучести В2-фазы, напряжений мартенситного сдвига при развитии МП под нагрузкой от ориентации кристалла и способа деформации - растяжения/сжатия и выяснить принципиальную возможность наблюдения СЭ в закаленных монокристаллах Ti-(50.3-51.5)aT.%Ni. 3. Исследовать зависимость величины ЭПФ и СЭ, предела текучести В2 фазы, температурного интервала проявления СЭ от размера, объемной доли и числа вариантов дисперсных частиц в состаренных под нагрузкой и в свободном состоянии монокристаллах Ti-(50.7-51,5)aT.%Ni. 4. Провести исследования ориентационной зависимости ЭПФ, СЭ, предела текучести В2-фазы и напряжений мартенситного сдвига при развитии МП под нагрузкой в состаренных в свободном состоянии монокристаллах Ti-(50.7-51.5)aT.%Ni. 5. Выяснить роль размера, объемной доли, числа вариантов частиц, температуры испытания, оси деформации в формировании величины механического гистерезиса. 6. Разработать физические модели развития термоупругих МП в гетерофазных монокристаллах Ti-Ni, учитывающие различный механизм взаимодействия мелких и крупных дисперсных частиц с кристаллами мартенсита и дислокациями в В2-фазе.

Для решения поставленных задач монокристаллы Ti-Ni с концентрацией Ni от 50.3 до 51.5 ат.% выращивали по методу Бриджмена . Однофазное состояние образцов достигалось в результате нагрева при 1203 К в течение 0.5 ч с последующей закалкой в воду. Ориентацию образцов определяли на рентгеновском дифрактометре "Дрон-3" с использованием Си ka-излучения. Старение монокристаллов Ti-Ni пои Т=573+823 К в течение 1+1.5 ч проводили в свободном состоянии в среде гелия с быстрым нагревом и закалкой в воду и в вакууме в захватах машины для высокотемпературных механических испытаний под растягивающей нагрузкой 150 МПа и без нагрузки со скоростью нагрева/охлаждения 14-16 К/мин. Температуры МП определяли по температурной зависимости электросопротивления и методом дифференциальной сканирующей калориметрии (DSC). Микроструктуру состаренных образцов монокристаллов Ti-Ni изучали на просвечивающем электронном микроскопе ЭМ-125 при ускоряющем напряжении 125 кВ.

В третьей главе «Влияние дисперсных частиц TijNU на температуры, последовательность и стадийность термоупругих мартенситных превращений в монокристаллах никелида титана» представлены результаты исследования влияния концентрации никеля, размера, объемной доли и числа вариантов дисперсных частиц на характеристики термоупругих

В однофазных закаленных монокристаллах , , термодинамическое

описание термоупругих МП необходимо проводить в рамках модели Тонга-

Веймана - упругая энергия не генерируется при зарождении первой пластины мартенсита при можно полагать и рассеяние энергии не зависит от объемной доли

мартенситной фазы при прямом и обратном Экспериментально

показано, что в закаленных кристаллах температура начала температура

химического равновесия фаз определяются только концентрацией никеля в

кристаллах и увеличиваются на при уменьшении концентрации

Исходя из разработанного в [1, 2] термодинамического описания МП и используя экспериментальные значения энтропии для МП

однофазных монокристаллах Ti-Ni можно оценить накопленную при МП упругую энергию и величину рассеяния энергии при МП:

AE„(l)=(7-0-ro).AS„„, где T0=(Ai+M;)/2 ^^jAS,,,,, (1)

В закаленных монокристаллах Ti-(50.3-51.0)aT.%Ni температурные интервалы прямого В2—>В19' МП Д, = Л/5-Мf и обратного В19'->В2 МП &2 = AS-Af совпадают и

практически не зависят от концентрации Ni, а температурный гистерезис r = Aj--Ms ®28*48Я\ АЕупр(1) = 43-г66 Дж/моль, AEd =21 ±49 Дж/моль слабо

увеличиваются с ростом концентрации Ni, что связано с ростом сил сопротивления при движении межфазной границы при отклонении химического состава монокристаллов от эквиатомного.

Установлено, что старение в свободном состоянии монокристаллов Ti-Ni (Cn,>50.6 ат.%) приводит к выделению четырех кристаллографически эквивалентных вариантов дисперсных частиц TijNU размером 25-ИЗО нм, имеющих линзообразную форму TbNi4 И плоскость габитуса типа {111}. Размеры, объемная доля, расстояние между частицами TijNi4, остаточная концентрация Ni в матрице после старения для монокристаллов Ti-51.0aT.%Ni приведены в табл. 1.

Таблица 1. Параметры микроструктуры состаренных монокристаллов Ti-51.0aT.%Ni

Режим старения Размер частиц d, нм Расстояние между частицами, L, нм Объемная доля частиц, f, %, ±0.5% См, в матрице после старения, ат.%

823 К-1.5 ч 380-430 360-380 9.0 50.52

773 К-1 ч 90-110 90-110 9.1 50.51

673 К-1.5 ч 35-40 40-50 9.3 50.50

673 К-1 ч 25-30 3040 9.4 50.49

Объемная доля частиц в монокристалле Т1-51.0ат.%№ после различных режимов старения не изменяется и составляет ~9%, в то время как размер частиц и межчастичное расстояние определяются температурой и продолжительностью старения (табл.1). Изменение концентрации N1 в исходных монокристаллах позволяет варьировать объемную долю частиц: в монокристаллах Т1-50.7аТ.%№ при таких же режимах старения как в табл.1 объемная доля частиц составляет — 4%в монокристаллах Т°1-51.5ат.%№ —16%. Выделение богатых никелем дисперсных частиц Т1з№( изменяет химический состав материала -уменьшает концентрацию № (См,) в матрице. Показано, что после всех режимов старения остаточная концентрация N1 в материале одинакова Сц,=50.5ат.% (табл.1). Следовательно, температура химического равновесия фаз То не зависит от размера и объемной доли дисперсных частиц.

В гетерофазных монокристаллах Т1-(50.7-51.5)аТ.%№ при выделении дисперсных частиц как и в поликристаллах близкого состава, наблюдается двухстадийное

В2->11->В19' МП. Температура начала В2-Л МП Тц=280+290 К слабо зависит от продолжительности и температуры старения. Температура начала определяется размером и объемной долей частиц: при выделении крупных частиц размером 100-430 нм М$ увеличивается по сравнению с однофазным состоянием, а при выделении большой объемной доли (¡==9%) мелких частиц размером 25-30 нм, наоборот, уменьшается по сравнению с закаленными кристаллами (рис.1). Для того чтобы объяснить зависимость температуры от размера и объемной доли дисперсных частиц в гетерофазных

монокристаллах Т1-№, имеющих одинаковый химический состав матрицы после старения (таб.1), необходимо учитывать механизм взаимодействия частиц "Пз№4 с кристаллами мартенсита.

В отличие от закаленных кристаллов в кристаллах с дисперсными частицами Д(0)*0 и упругую энергию необходимо включать в термодинамический баланс при появлении первых кристаллов мартенсита при Т=М$ И Т=А1- [4]. Температуры МП для

гетерофазных монокристаллов из уравнения баланса движущих сил при МП [2, 4]

можно выразить следующим образом:

Здесь То »257 К - температура химического равновесия фаз для Т1-50.5ат.%№; &£Г1р(0) и ^¡„ч>0)~ упругая энергии, накопленная в материале, при объемной доли мартенсита у=0 и

соответственно; Д^ = АЕЛ + АЕ^ — диссипация энергии при МП, где Д£л характеризует рассеяние энергии за счет сил трения при движении межфазной границы, данная составляющая не зависит от объемной доли мартенсита. - характеризует

рассеяние упругой энергии при прямом МП за счет локальной пластической релаксации; при появлении первых кристаллов мартенсита вклад второго слагаемого минимальный А= тогда как Д£^2(1)достигает максимального значения при завершении прямого МП(у=1). Исходя из соотношений (2) получим следующие выражения:

Оценка данных величин с использованием экспериментальных значений температур МП для гетерофазных монокристаллах Ti-(50.7-51.0)aT.%Ni показывает, что рассеяние энергии увеличивается по сравнению с однофазным состоянием и возрастает с ростом объемной доли частиц.

Рис. 1. Зависимость температуры начала К.-В19' МП М5 в монокристаллах ТН50.7-51,0)ат.%М от размера и объемной доли дисперсных частиц ТЬМц

Рис. 2. Изменение упругой энергии накопленной при В2-В19' МП. в зависимости от размера и объемной доли частиц П)№, в состаренных монокристаллах М-(50.7-51.0)ат.%№

Величина упругой энергии Д£уяр (1) сильно зависит от размера дисперсных частиц. В кристаллах с крупными частицами размером 100-430 нм меньше в 3-4 раза, чем в

кристаллах с мелкими частицами размером 25-40 нм (рис.2), которые характеризуются сильной зависимостью ^Еупр (0 от объемной доли дисперсных частиц. Исходя из данных

оценок, можно объяснить сложную зависимость температуры от размера и объемной доли дисперсных частиц (рис. 1), которая определяется механизмом взаимодействия дисперсных частиц с кристаллами мартенсита. В случае мелких частиц размером

ё<50 нм расстояние между частицами 1X50 нм оказывается сравнимо с размером критического зародыша мартенсита Зародыши мартенсита,

образующиеся при охлаждении в этих материалах, включают в себя дисперсные частицы, что приводит к резкому увеличению упругой энергии кристаллов мартенсита (рис.2). Упругая энергия, накопленная при прямом МП, превосходит величину рассеяния энергии при развитии и обратное протекает за счет

упругой энергии при температурах ниже температуры химического равновесия фаз Температура определяется соотношением трех слагаемых:

Первое слагаемое связано с изменением температуры равновесия фаз при изменении химического состава монокристалла после старения и приводит к увеличению при уменьшении концентрации N1. Второе слагаемое соответствует уменьшению температуры

при упрочнении высокотемпературной В2-фазы мелкими частицами МПа для состаренных при 673 К, 1-1.5 ч монокристаллов "П-51ат.%№) [1]. Наконец, третье слагаемое определяется возникновением внутренних упругих напряжений в материале

при включении дисперсных частиц в кристаллы мартенсита, что связано с упругой деформацией частиц при МП и упругим взаимодействием различных вариантов мартенсита друг с другом. Это приводит в монокристаллах с мелкими частицами к увеличению нехимической составляющей свободной энергии, росту степени переохлаждения и, следовательно, снижению температуры мб. Температура Мз в кристаллах с крупными частицами нм увеличивается по сравнению с закаленным состоянием, слабо зависит

от объемной доли дисперсных частиц (рис. 1) и определяется, в основном, первым слагаемым в соотношении (4). В кристаллах Т1-№ с крупными частицами размер частиц и межчастичное расстояние Ь>100 нм оказываются больше критического зародыша мартенсита. Мартенситные кристаллы из-за наличия локальных полей напряжений от частиц, обусловленных различием параметров решетки частицы и матрицы, зарождаются на границе «частица-матрица», и далее МП развивается в чистой матрице, в промежутках между частицами. Это приводит к низким значениями упругой энергии ДЕ^Д^/Д^ =0.56-:-1<1 по сравнению с кристаллами с мелкими частицами. Обратное

МП протекает в кристаллах с крупными частицами при температурах выше температуры равновесия фаз Таким образом, изменение размера и объемной доли частиц в монокристаллах позволяет управлять температурами МП,

контролировать как процесс накопления упругой энергии, так и процесс диссипации энергии при термоупругом МП, что оказывает значительное влияние на функциональные свойства материала.

В монокристаллах Т!-(51 -51.5)аТ.%№ после старения при 823 К, 1.5 ч. со скоростью нагрева/охлаждения 14-16 К/мин обнаружены сложностадийные превращения - на кривых Э8С при охлаждении наблюдается три пика выделения тепла и двухступенчатое падение напряжений на температурной зависимости электросопротивления (рис.3). Сложностадийное МП не наблюдается в монокристаллах Т1-(51-51.5')ат.%Ы1 после старения при 823 К, 1.5 ч с быстрым нагревом и закалкой в воду и при старении при более низкой температуре 673-773 К, как после быстрого нагрева и закалки, так и после медленного нагрева и охлаждения.

Показано, что вызвать появление сложностадийных превращений можно в результате ступенчатого старения при 823 К, 1.5 ч +573-623 К.1-1.5 ч или 573+623 К,1-1.5

ч + 823 К, 1.5 ч. Физической причиной сложностадийных МП в этих монокристаллах является, во-первых, наличие в монокристаллах локальных полей напряжений от крупных дисперсных частиц Т1з№4 размером ~ 400т430 НМ, образовавшихся при старении 823 К, 1.5 Ч. Во-вторых, выделение изоморфных В2-матрице • мелкодисперсных частиц -фазы между крупными дисперсными частицами при медленном охлаждении

или низкотемпературном старении при

573+623 К, 1 ч.

Рис 3. Кривые DSC и р(Т) при охлаждении/нагреве для Т1-51.0ет %Ni монокристаллов, состаренных при 823 К, 1.5 ч с медленным охлаждением и нагревом 14-16 К/мин

Мелкодисперсные частицы (5'-фазы препятствуют R—>В19' МП, в то время как крупные частицы TijNU являются преимущественными местами зарождения R- и В19'-мартенсита. Это приводит к разделению R—>В19' МП на две стадии: сначала R—>В19' МП начинается вблизи дисперсных частиц TijNii, а затем при более низкой температуре в объеме материала между крупными частицами.

Старение под растягивающей нагрузкой 150 МПа [ill], [Т22], [Г 12] монокристаллов Ti-(50.7-5 l)aT.%Ni при температуре 673-823 К, в течение 1+1.5 Ч. приводит к выделению

одного варианта частиц ThNLi размером в свободном состоянии - четырех вариантов частиц (рис. 4). При образовании I варианта частиц возникают

дальнодействующие поля напряжений, которые связаны с суммированием внутренних локальных полей напряжений от частиц. Направление дальнодействующих полей напряжений совпадает с направлением нормали к плоскости габитуса частицы В соотношение (4) для монокристаллов, состаренных под нагрузкой необходимо ввести четвертое слагаемое, которое приводит к увеличению под действием дальнодействующих полей напряжений подобно действию внешнего напряжения:

Рис. 4. Схематическое расположение частиц Т^Ыи и локальных полей напряжений от частиц, ориентированных вдоль направлений типа <111>, в [111] монокристаллах П-№ после старения в свободном состоянии и под растягивающей нагрузкой

В монокристаллах "П-(50.7-51)ат.%М1 С 1 и 4 вариантом частиц размером 100-430 нм, химический состав матрицы после старения, уровень прочностных свойств и величина генерируемой при МП упругой энергии одинаковы. Повышение температур МП на 5-10 К в кристаллах с 1 вариантом частиц по сравнению с кристаллами, содержащими 4 варианта, связано только с возникновением дальнодействующих полей напряжений, величина которых увеличивается с Д<Т(; =11+18 МПа ДО Дсс;=46-54 МПа с ростом объемной доли частиц с 4

до 16 %. Выделение 1 варианта мелких частиц размером 30-40 нм приводит к увеличению упругой энергии АЕупр кристаллов мартенсита в ~1.5 раза, упрочнению В2-фазы на ~ 200 МПа по сравнению с кристаллами, содержащими 4 варианта частиц. Это способствует уменьшению температур МП на 5+10 К.

В четвертой главе «Влияние дисперсных частиц ИзМц на функциональные и прочностные свойства монокристаллов никелида титана» исследована ориентационная зависимость предела текучести, ЭПФ, СЭ в закаленных и состаренных монокристаллах Т[-(50.3-51.5)ат.%№ в зависимости от концентрации никеля, ориентации кристалла, размера, объемной доли и числа вариантов дисперсных частиц "ЛзЫц. Величина ЭПФ в закаленных монокристаллах зависит от ориентации, способа деформации -

растяжения/сжатия и определяется величиной деформации решетки при МП

(рис.5).

Показано, что ориентационная зависимость предела текучести в области существования МП под нагрузкой в закаленных монокристаллах

(рис. 6а) определяется ориентационной зависимостью величины соответствии с уравнением Клапейрона-Клаузиуса:

Аго.! _ АЯ ...

Высокие значения предела текучести для при растяжении (рис. 6а) и сжатии связаны с подавлением скольжения в В2-фазе из-за близких к нулю факторов Шмида для действующих систем скольжения

Рис 6. Зависимость предела текучести от температуры для закаленных от 1203 К монокристаллов Ti-51.0aT.%Ni при растяжении: 1 - ориентация [-111], 2 -ориентация [-117] (а); кривые с(е) в зависимости от степени деформации для закаленных от 1203 К [001] монокристаллах T¡-51.0aT.%N¡, Аг 193 К (6)

Впервые в закаленных монокристаллах TÍ-51aT.%Ni, ориентированных вблизи [001] направления, при сжатии обнаружена СЭ (рис. 6 б) в широком температурном интервале: 60К- в [Т|7] ориентации (предел текучести В2-фазы при сжатии <То |(В2)=1000МПа) и 130 К - в ориентации [ooi] (сто|(В2)=1300МПа). Во всех других [ill], [Т22], [T12], [00l]

монокристаллах Ti-Ni в однофазном состоянии СЭ отсутствует. Установлены необходимые условия для появления СЭ в однофазных монокристаллах Ti-Ni: высокий уровень прочностных свойств В2-фазы, который достигается за счет увеличения концентрации Ni более 50.7ат.% и ориентации оси сжатия вблизи [001] направления.

При выделении 4 вариантов дисперсных частиц TÍ3NÍ4 размером — 25+430 нм в монокристаллах Ti-(50.7-51.5)aT.%Ni наблюдается ослабление ориентационной зависимости величины ЭПФ (рис.7). Величина ЭПФ в монокристаллах, ориентированных вдоль [ill],

направлений, уменьшается с ростом объемной доли дисперсных частиц от £0=8.8+10.5% в закаленных кристаллах (рис.5) до 3.9+4.2% в состаренных монокристаллах И-51.5ат.%№ (^N.4=16%), а в [00|], [012] монокристаллах, наоборот, увеличивается относительно закаленного состояния (рис. 7).

В результате сильная ориентационная зависимость ЭПФ, характерная для однофазных кристаллов

вырождается, и монокристаллы с дисперсными частицами характеризуются слабой ориентационной

зависимостью ЭПФ 11|/«0[001г1.5-1.8). Эти

особенности проявления ЭПФ в гетерофазных кристаллах

связаны с влиянием

дисперсных частиц на процессы зарождения и роста кристаллов В19'- мартенсита, содержащих высокую плотность геометрически необходимых дефектов для выполнения совместности мартенситной деформации матрицы и упругой деформации частицы -составных двойников [001](100) и затруднением процессов раздвойникования кристаллов мартенсита под действием нагрузки. В результате, морфология мартенсита становится независящей от ориентации оси кристалла и определяется параметрами микроструктуры.

В монокристаллах выделение дисперсных частиц

размером 25-430 нм оказывает значительное влияние на температурную зависимость предела текучести В2-фазы и критических напряжений мартенситного сдвига

Во-первых, при выделении дисперсных частиц вырождается ориентационная зависимость предела текучести в температурном интервале

существования МП под нагрузкой по сравнению с закаленными кристаллами. Это связано с ослаблением ориентационной

зависимости величины ЭПФ в гетерофазных кристаллах Во-

вторых, мелкие частицы размером 2540 нм упрочняют В2-фазу, приводят к расширению температурного интервала МП под нагрузкой по сравнению с закаленными кристаллами (рис. 6 а, 8). Крупные частицы размером 100-400 нм, наоборот, уменьшают критические напряжения сокращают

температурный интервал развития МП под нагрузкой и характеризуются более низким уровнем прочностных свойств В2-фазы по сравнению с закаленными кристаллами и кристаллами с мелкими частицами (рис. 6 а, 8).

Рис 8. Зависимость предела текучести от температуры при растяжении для монокристаллов Т*1-51.0ат.%К1. состаренных в свободном состоянии и под нагрузкой, 1 - при 823 К, 1.5 ч, ориентация [Г 11], 2 - при 673 К, 1.5 ч, ориентация [¡22]

В-третьих, увеличение объемной доли как крупных, так и мелких дисперсных частиц и, соответственно, уменьшение межчастичных расстояний приводит к росту предела текучести В2-фазы, критических напряжений <Jo I при T=Ms и к увеличению величины a=dao i(T)/dT в области существования МП под нагрузкой. В-четвертых, выделение 1 варианта мелких частиц сдвигает температуру начала R—>В19' МП в сторону низких температур на 8-10 К, увеличивает предел текучести В2 фазы и приводит к более широкому температурному интервалу ДТ0 по сравнению с монокристаллами, содержащими 4 варианта мелких частиц (рис. 8). При выделении 1 варианта крупных частиц уменьшаются критические напряжения (Jo | при T=Ms, увеличивается <X=d<Jo |/dT в температурном и н т е рЛ^аГМЫр о сравнению с монокристаллами, содержащими 4 варианта крупных дисперсных частиц. Наконец, важным инструментом, позволяющим управлять прочностными свойствами В2-фазы и температурным интервалом развития МП под нагрузкой в монокристаллах 5I)aT.%Ni, является ориентация кристалла. В состаренных монокристаллах, как и в закаленных, ориентации характеризуются высокими прочностными

свойствами В2-фазы, широким интервалом по сравнению с

ориентациями.

В монокристаллах после старения в свободном состоянии при

673-823 К, 1 + 1.5 ч. СЭ наблюдается при T>Af во всех исследуемых ориснтациях, кроме низкопрочных [Т22] монокрис т'йлл.&в.сод е р ж а щ и х малую объемную долю (f=4%) крупных дисперсных частиц размером 400-5-430 нм (табл.2). В состаренных монокристаллах максимальная величина определяется

ориентацией кристалла, объемной долей, числом вариантов дисперсных частиц. В низкопрочных монокристаллах содержащих крупные частицы

размером 100-430 нм, СЭ наблюдается в узком температурном интервале 30-40 К (табл.2).

Таблица 2. Функциональные свойства монокристаллов "П-(50.7-51.0)ат.%М1, состаренных при 673-823 К, 1-1.5 ч в свободном состоянии и под нагрузкой, способ деформации -растяжение_

Хим. состав Ориентация Режим старения Размер частиц, нм fTl3Ni4,% +0.5% ДЕулрО) Дж/моль ЭПФ, Со, % ±0.3% ДТсэ, к, ±5 К есэ,% ±0.3%

Ti-50.7ат.%№ [-122] 673 К, 1.5 ч Без а 35-40 3.6 -140 10.5 60 7.5

Подо 35-40 3.6 -200 10.5 85 7

823 К, 1.5 ч Без а 400-420 4.0 -45 10.5 СЭ не наблюдается

Под а 410-430 4.0 -50 8.6

Ti-51.0aT.%Ni [-122] 673 К, 1.5 ч Без а 3540 9.0 -190 8.0 120 >4.2

Подо 35-40 9.1 >210 8.75 135 >4.0

[-111] 823 К, 1.5 ч Безо 390-430 9.0 -60 6.8 30 4.8

Под ст 400-430 9.1 -65 5.1 30 '3.2

Ti-51.5ат.%№ 1-111] 823 К, 1.5 ч Без а 380-400 16.0 -60 >3.8 >30 3.3

Пода 400-420 16.2 -60 >2.5 >30 2.1

Установлено, что увеличить температурный интервал СЭ ДТсо можно за счет упрочнения В2-фазы. К росту температурного интервала СЭ приводит:

• выделение 1 и 4 вариантов мелких дисперсных частиц размером 25-40 нм (табл. 2); максимальный температурный интервал обнаружен в

[Oll] монокристаллах Ti-51aT.%Ni, содержащих дисперсные ч а сти цЕцраз м ер о м

25-5-30 нм (старение 673 К, 1ч.) (рис. 10); при выделении 1 варианта мелких частиц ДТо увеличивается на 15-25 К по сравнению с кристаллами, содержащими 4 варианта частиц (табл.2);

• увеличение объемной доли 1 и 4 вариантов частиц (табл.2);

• выбор ориентации кристаллов вдоль [00l], ¡T17J, [012] направлений, которые характеризуются более высокими прочностными свойствами В2-фазы по сравнению с монокристаллами, находящимися в том же структурном состоянии, но с ориентацией вдоль направлений.

Впервые в состаренных кристаллах установлена зависимость

величины механического гистерезиса Да, характеризующего рассеяние энергии при развитии МП под нагрузкой, от температуры испытания, ориентации кристалла и числа вариантов дисперсных частиц.

Рис. 10. Кривые о(е) при растяжении для [011] монокристаллов Ть 51 .Оат.%№, состаренных при 673 К в течение 1 ч (ГГ|^=9%, размер частиц <!=■25-30 нм), в температурном интервале наблюдения СЭ;

Рис. 11. Зависимость величины механического гистерезиса Да от температуры испытания для монокристаллов Т|-$1ат.М№ 1 и 2-ориентааия оси сжатия вдоль [001] направления; 1-однофазное состояние (закалка от 1203 К, 0.5 ч); 2 -гетерофазное состояние (старение 673К, 1.5 ч); 3 и 4 - ориентация оси растяжения вдоль [-122] направлений, гетерофазное состояние (старение 673 К, 1.5 ч, 3 - под нагрузкой, 4 - без нагрузки)

В высокопрочных кристаллах Ti-51aT.%Ni, содержащих большую объемную долю (f=9%) мелких частиц Ti3Ni4 размером 25-40 нм (старение 673 К, 1-1.5 ч), механический гистерезис уменьшается в 3+8 раз с ростом температуры испытания и уровня деформирующих напряжений (рис.10,11).

В монокристаллах вариантами частиц во всем температурном интервале больше,

чем в кристаллах с 1 вариантом (рис.11, кривые 3 и 4). Значительно слабее в 1.5+2 раза уменьшается величина с ростом температуры в монокристаллах с меньшей

объемной долей мелких частиц и в монокристаллах Ti-(51-51.5)aT.%Ni, содержащих крупные частиц размером 100+430 нм. В [00l], fin], [012] монокристаллах при

всех режимах старения величина механического гистерезиса слабо зависит от температуры испытания. Уменьшение механического гистерезиса с ростом температуры испытания и уровня деформирующих напряжений в гетерофазных и однофазных кристаллах Ti-(50.7-51.5)aT.%Ni связано, во-первых, с предпереходными явлениями. Во-вторых, с воздействием внешних напряжений на двойниковую структуру кристаллов В19'-мартенсита. В-третьих, с влиянием локальных полей напряжений от частиц на зарождение и рост кристаллов мартенсита.

Выводы

1. В однофазных монокристаллах Ti-(50.3-5I.5)aT.%Ni температура начала В2оВ19' мартенситных превращений Ms определяется концентрацией никеля и увеличивается на 16,5+18,5 К при уменьшении содержания Ni на 0,1ат.%; экспериментальные значения эффекта памяти формы в закаленных кристаллах Ti-Ni зависят от ориентации, способа деформации - растяжение/сжатие, и совпадают с теоретически рассчитанной деформацией решетки для В2оВ19' мартенситных превращений. Установлено, что в интервале температур образования мартенсита под нагрузкой ориентационная зависимость критических напряжений и величины определяется ориентационной зависимостью величины эффекта памяти формы в соответствии с уравнением Клапейрона-Клаузиуса.

2. Впервые показано, что условия для появления сверхэластичности в однофазных монокристаллах Ti-Ni достигаются при концентрации Ni более 50.7 ат.% и ориентации оси сжатия вблизи направления за счет подавления скольжения в высокотемпературной В2-фазе из-за равенства нулю факторов Шмида для действующих систем скольжения Во всех других монокристаллах

в однофазном состоянии сверхэластичность отсутствует при растяжении и сжатии.

3. Экспериментально установлено, что в гетерофазных монокристаллах Ti-Ni температура начала мартенситных превращений определяется соотношением трех факторов:

• уменьшением концентрации никеля в матрице после старения;

• уровнем прочностных свойств В2-фазы;

• величиной генерируемой при мартенситном превращении упругой энергии.

В низкопрочных кристаллах с дисперсными частицами размером нм температура

увеличивается по сравнению с закаленным кристаллами и контролируется только химическим составом матрицы после старения. Достижение высокого уровня накопленной упругой энергии и упрочнение В2-фазы за счет выделения мелких дисперсных частиц размером 25-30 нм приводит к уменьшению температуры по сравнению с закаленным состоянием и к развитию обратных мартенситных

превращений при температурах ниже температуры химического равновесия фаз

4. В гетерофазных монокристаллах Ti-Ni с концентрацией Ni более 50.7ат.% после старения при 823 К, 1.5 ч. со скоростью нагрева/охлаждения 14-16 К/мин и ступенчатого старения при 823 К, 1.5 Ч.+300-350 К,1-1.5 ч обнаружены сложно-стадийные мартенситные превращения: на кривых DSC присутствуют три пика выделения тепла и на зависимости р(Т) - две стадии падения сопротивления при T<Ms. Показано, что превращение R—>В19' разделяется на две стадии: высокотемпературная стадия связана с превращениями под действием локальных полей напряжений вблизи крупных дисперсных частиц размером . а низкотемпературная стадия - с превращениями в областях между крупными частицами, содержащих изоморфные матрице частицы

5. Экспериментально показано, что выделение дисперсных частиц в монокристаллах Ti-(50.7-5t.5)aT.%N¡ создает условия для появления сверхэластичности. Температурный интервал сверхэластичности определяется уровнем прочностных свойств В2-фазы и зависит от ориентации кристалла, размера и объемной доли дисперсных частиц TÍ3NÍ4. В низкопрочных кристаллах с крупными дисперсными частицами сверхэластичность наблюдается в узком температурном интервале К. В высокопрочных монокристаллах содержащих мелкие частиц размером

нм, температурный интервал сверхэластичности увеличивается почти в 5 раз и составляет В монокристаллах, ориентированных вблизи направления,

обнаружено увеличение температурного интервала сверхэластичности

сравнению с кристаллами, что обусловлено ориентационной

зависимостью прочностных свойств высокотемпературной В2-фазы.

6. В состаренных монокристаллах экспериментально установлено, что величина эффекта памяти формы и сверхэластичности определяется ориентацией кристалла, способом деформации - растяжение/сжатие, и параметрами микроструктуры материала - размером и объемной долей дисперсных частиц. Обнаружено уменьшение величины эффекта памяти формы и сверхэластичности в 2 раза с ростом объемной доли дисперсных частиц от 3 6 до 16%, ослабление ориентационной зависимости эффекта памяти формы, сверхэластичности, величины по сравнению с закаленными кристаллами. Данные особенности проявления эффекта памяти формы сверхэластичности связаны с влиянием дисперсных частиц на процессы зарождения и роста кристаллов содержащих высокую плотность геометрически необходимых дефектов - составных двойников и затруднением процессов раздвойникования мартенситных кристаллов под действием нагрузки.

7. Впервые в гетерофазных монокристаллах экспериментально выяснены условия, при которых наблюдается уменьшение механического гистерезиса раз с ростом температуры испытания: достижение высокого уровня деформирующих напряжений В2-фазы за счет выделения мелких частиц TÍ3NÍ4 размером 25-30 нм и выбор ориентации кристаллов вдоль направлений. Снижение уровня деформирующих напряжений В2-фазы при уменьшении объемной доли и увеличение размера дисперсных частиц, выбор ориентации кристаллов вблизи направления приводит к ослаблению температурной зависимости Зависимость механического гистерезиса от температуры связана с развитием предпереходных состояний, воздействием внешних напряжений на тонкую двойниковую структуру кристаллов В19, мартенсита и влиянием локальных полей напряжений от частиц на зарождение и рост мартенситных кристаллов.

8. Экспериментально показано, что при старении под растягивающей нагрузкой

монокристаллов растет 1 вариант частиц при старении без

нагрузки - 4 варианта частиц. Выделение 1 варианта частиц приводит к изменению температур мартенситных превращений, прочностных свойств В2-фазы, эффекта памяти формы и сверхэластичности по сравнению с кристаллами, содержащими 4 варианта дисперсных частиц:

• наблюдается уменьшение механического гистерезиса До и более резкое его сокращение с ростом температуры испытания;

• в высокопрочных монокристаллах (размер частиц 4G нм) обнаружено снижение температуры и увеличение температурного интервала сверхэластичности на

15+25 К;

• в низкопрочных монокристаллах (размер частиц 100+400 нм) установлено увеличение температур мартенситных превращений, снижение в 2 раза критических напряжений мартенситного сдвига при и уменьшение величины эффекта памяти формы и сверхэластичности.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:

1. Yu.I. Chumlyakov, E.Yu. Panchenko, V.B. Aksenov, I.V. Kireeva, M.P. Kuksa, I. Karaman, H.Sehitoglu. The shape memo^ effect and superelasticity in Ti-Ni single CTystals with one variant ofdispereed particles//Joumal de Physique IV. - 2GG4.- V. 115,- P.21-28.

2. Ю.И. Чумляков, И.В. Киреева, И. Караман, Е.Ю. Панченко, Е.Г. Захарова, А.В. Тверское, А.В. Овсянников, К.М. Назаров, В.А. Кириллов. Ориентационная зависимость эффектов памяти формы и сверхэластичности в монокристаллах CoNiGa, NiMnGa, FeNiCoTi, "ПШ/Известия ВУЗов. Физика. - 2004,- № 9.- С. 4-20.

3. Е.Ю. Панченко, И.В. Киреева, Ю.И. Чумляков, В.Б. Аксенов, СП. Ефименко, И. Караман, X. Сехитоглу. Особенности термоупругих мартенситных превращений в [001]-монокристаллах никелида титанаУ/Цоклады академии наук.- 2003. Т.388 - № !. - С.51-55.

4. Yu.I. Chumlyakov, E.Yu. Panchenko, I.V. Kireeva, D.A. Shaporov, V.B. Aksenov, RSehitoglu, I. Karaman, K. Gall, H. Maier. 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.

5. Ю.И. Чумляков, И.В. Киреева, Е.Ю. Панчеико, В.Б. Аксенов, В.А. Кириллов, А.В. Овсянников, Е.Г. Захарова, X. Сехитоглу. Эффекты памяти формы и сверхэластичности в монокристаллах Ti-Ni И Fe-Ni-Co-TiZ/Известия ВУЗов. Физика,- 20 0 3 - № 8,- С. 62-73.

6. Ю.И. Чумляков, Е.Ю. Панченко, И.В. Киреева, СП. Ефименко, В.Б.Аксенов. X. Сехитоглу. Зависимость эффектов памяти формы и сверхэластичности от числа вариантов дисперсных частиц в монокристаллах никелида титана//Доклады академии наук.-2002.-Т.385.-№ 2.-С. 181-185.

7. Ю.И. Чумляков, СП. Ефименко, И.В. Киреева, Е.Ю. Панченко, Х.Сехитоглу, К. Галл, Л. ЯЯ. Эффекты памяти формы в стареющих монокристаллах никелида титана//Д оклады академии наук.-2001.-Т. 381.- № 5-С.610-613.

8. Е.Ю. Панченко, И.В. Киреева, Ю.И. Чумляков, А.В. Овсянников. Ориентационная зависимость эффекта памяти формы и сверхэластичности в монокристаллах Ti-51ат.%№//Вестник Новгородского госуниверситета.-2003.-№ 23.- С.14-19.

9. Е.Ю. Панченко, А.В. Овсянников, И.В. Киреева, Ю И. Чумляков, В.Б. Аксенов, М.П. Кукса. Эффекты памяти формы, сверхэластичности и упругое двойникование It-мартенсита в состаренных под нагрузкой монокристаллах Ti-5O.8ax.%Ni. Физическая мезомеханика. - 2004 - № 7. Спец. Выпуск, Ч. 1.- С.237-240

10. Е.Ю. Панченко, В.Б. Аксенов, А.В. Овсянников, И.В. Киреева, Ю.И. Чумляков. Влияние старения под нагрузкой на эффекты памяти формы и сверхэластичности <111> кристаллов никелида титана//Материалы международной конференции «Современные проблемы физики и высокие технологии», посвященной 125-летию ТГУ, 75-летию СФТИ и 50-летию РФФ ТГУ, 29 сентября - 4 октября 2003г., Томск, Россия, с. 27-28.

11. Е.Ю. Панченко, И.В. Киреева, В.Б. Аксенов, Д.А. Шапоров, Ю.И. Чумляков. Зависимость эффектов памяти формы и сверхэластичности от числа вариантов дисперсных частиц в монокристаллах никелида титана//Сплавы с эффектом памяти формы и другие перспективные материалы: Труды XXXVIII Международного семинара "Актуальные проблемы прочности" в 2 частях (24-27 сентября2001 г., г. Санкт-Петербург), Санкт-Петербург, 2001, с.141-146.

Список используемой литературы:

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

2. Паскаль Ю.И., Монасевич Л.А. Феноменологические характеристики мартенситного гистерезиса//Известия Вуз. Физика- 1978.-№П.-С.98-103.

3. Bataillard L., Bidaux J.-E., Gotthardt R. Interaction between microstructure and multiple-step transformation in binary NiTi alloys using in-situ transmission electron microscopy observations// Philosophical Magazine A. -1998.-V. 78,-No. 2. - P.327-344.

4. Olson G.B., Cohen M. Thermoelastic behavior in martensitic transformation //Scripta Metall.-1975.-V.9.-P. 1247-1254.

5. Madangopal K., Singh J. A novel В19' martensite in nickel titanium shape memory alloys//Acta Mater.- 2000.-V.48.- P. 1325-1344.

6. A.M. Glezer, E.N. Blinova, V.A. Pozdnyakov, A.V. Shelyakov. Martensite transformation in nanoparticles and nanomaterials//Journal ofNanoparticle Rescach. -2003. - No.5. - P. 551-560.

Размножено 120 экз. Копировальный центр «ЮЖНЫЙ» г. Томск, ул. 19-ой Гвардейской дивизии, 75 Тел.41-34-47

»27 2 3 2

ВВЕДЕНИЕ.

1. ТЕРМОУПРУГИЕ МАРТЕНСИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В СПЛАВАХ НИКЕЛИДА ТИТАНА.

1.1. Термодинамическое описание мартенситных превращений.

1.2. Кристаллографический анализ мартенситных превращений.

1.3. Эффекты памяти формы и сверхэластичности.

1.4. Влияние дисперсных частиц ^N14 на термоупругие мартенситные превращения в сплавах никелида титана.

1.4.1. Процессы фазового расслоения в двойных сплавах никелида титана.

1.4.2. Последовательность мартенситных превращений, эффект памяти формы и сверхэластичность в гетерофазных сплавах никелида титана.

2. ПОСТАНОВКА ЗАДАЧ ИССЛЕДОВАНИЯ, МАТЕРИАЛ ИССЛЕДОВАНИЯ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА.

2.1. Постановка задач исследования.

2.2. Материал исследования и методика эксперимента.

3. ВЛИЯНИЕ ДИСПЕРСНЫХ ЧАСТИЦ Т13№4 НА ТЕМПЕРАТУРЫ, ПОСЛЕДОВАТЕЛЬНОСТЬ И СТАДИЙНОСТЬ ТЕРМОУПРУГИХ МАРТЕНСИТНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В МОНОКРИСТАЛЛАХ НИКЕЛИДА ТИТАНА.

3.1. Зависимость характеристик В2-В19' мартенситного превращения от концентрации N1 в закаленных монокристаллах Т1-(50.3-51.0)ат.%Ы1.

3.2. Зависимость температур мартенситных превращений, температурного гистерезиса от размера и объемной доли дисперсных частиц в монокристаллах ТН50.7-51.5)ат.%№.

3.3. Сложностадийные термоупругие мартенситные превращения в гетерофазных монокристаллах ТЦ51.0-51.5)ат.%№.

3.4. Влияние числа вариантов дисперсных частиц на температуры термоупругих мартенситных превращений.

4. ВЛИЯНИЕ ДИСПЕРСНЫХ ЧАСТИЦ Т13№4 НА ФУНКЦИОНАЛЬНЫЕ И ПРОЧНОСТНЫЕ СВОЙСТВА МОНОКРИСТАЛЛОВ НИКЕЛИДА ТИТАНА.

4.1. Ориентационная зависимость предела текучести, эффекта памяти формы и сверхэластичности в однофазных монокристаллах 'П-(50.3-51.0)ат.%№.

4.2. Прочностные и функциональные свойства гетерофазных монокристаллов

ТЦ5 0.7-51.5)ат.%№.

4.2.1. Влияние дисперсных частиц Т1з№4 на величину ЭПФ в состаренных монокристаллах Т1-(50.7-51.5)ат.%№.

4.2.2. Температурная зависимость предела текучести в состаренных монокристаллах Ть(50.7-51.5)ат.%№.

4.2.3. Особенности проявления сверхэластичности в состаренных монокристаллах ТЦ50.7-51,5)ат.%№.

4.2.3.1. Сверхэластичность в монокристаллах ТЦ50.7-51.5)ат.%№, содержащих мелкие дисперсные частицы размером 25-40 нм.

4.2.3.2. Сверхэластичность в монокристаллах ТЬ(50.7-51.5)ат.%№, содержащих крупные дисперсные частицы размером 100-400 нм

4.2.3.3. Температурная и ориентационная зависимость механического гистерезиса в монокристаллах ТЦ50.7-51.5)ат.%М1.

ВЫВОДЫ.

Одним из важных этапов изучения мартенситных превращений (МП) стало открытие Г.В. Курдюмовым и Л.Г. Хандросом в конце 40-х годов уникальных механических свойств материалов с термоупругим мартенситом, таких как эффект памяти формы (ЭПФ) и сверхэластичность (СЭ). Благодаря интенсивным исследованиям в этой области были изучены мартенситные превращения во многих сплавах Аи-Сё, Си-А1-№, Си-Аи^п, Си-Zn-Al, Си-8п, Си-2п, №-А1, Ре-Рс1, М-Т^ являющихся кандидатами на использование уникальных термоупругих свойств [1-8].

Наиболее перспективными материалами с ЭПФ являются сплавы на основе никелида титана, как обладающие высокими параметрами формовосстановления в сочетании с комплексом высоких технологических и эксплуатационных свойств. Они обладают высокой прочностью, коррозионной стойкостью, биологической совместимостью, самой высокой среди интерметаллидов пластичностью [2-8]. Эти качества делают их незаменимыми и обуславливают их широкое практическое использование в приборостроении, космических технологиях и медицине в качестве функциональных материалов нового поколения [2, 4-8]. Поэтому разработка научных основ конструирования сплавов с заданными функциональными и прочностными свойствами на основе никелида титана представляет собой важную в научном и практическом плане проблему. Фундаментальные исследования природы термоупругих мартенситных превращений на поликристаллах никелида титана проводятся интенсивно последние 30 лет. На сплавах никелида титана, испытывающих термоупругие МП, установлены общие закономерности термодинамики и кристаллографии В2—»Я—>В19' МП [2, 4, 7, 9-17, 18-31], исследованы предпереходные явления, с которыми связано аномальное уменьшение констант упругости при понижении температуры испытания [3, 5, 8, 36-38], разработаны сплавы Т1-№5о-х-Мех (Ме — Си, Бе, Со, А1, Мо) с заданными температурами МП и температурным гистерезисом [2-8, 39, 40], установлены общие закономерности влияния дефектов кристаллического строения и дисперсных частиц Т1з№4 на температуры мартенситных превращений, на формирование эффектов памяти формы и сверхэластичности в двойных сплавах "П-№ [2-8, 41-61]. Экспериментально на поликристаллах Т1-№ показано, что выделение частиц "ПзЫц при старении сплавов Т1-№ (Сы1>50.6ат.%) позволяет контролировать температуры мартенситных превращений, принципиальным образом изменяет ЭПФ и СЭ по сравнению с однофазными сплавами такого же состава, не содержащих дисперсных частиц после закалки. Во-первых, дисперсные частицы ТлзГ^ имеют отличную от В2 матрицы ромбоэдрическую атомную структуру (Ю) и не испытывают В2-Я-В19' мартенситных превращений [2-5, 63-65]. Во-вторых, из-за разности параметров решеток частицы и матрицы дисперсные частицы являются источниками локальных упругих полей напряжений, которые упрочняют высокотемпературную В2-фазу и влияют на механизм зарождения и роста кристаллов мартенсита [4, 42-61, 66]. В-третьих, выделение дисперсных частиц приводит к появлению сверхэластичности, которая не наблюдается в бинарных сплавах ТМ^П в закаленном состоянии [2-8, 44, 45, 58, 59, 67, 68]. В-четвертых, при старении под действием одноосной нагрузки число вариантов дисперсных частиц Тлз№4 зависит от ориентации зерна относительно внешнего напряжения: в зернах, ориентированных вдоль <111> направлений формируется один вариант частиц, вдоль <011> — два, а вдоль <001>, как и при старении без внешней нагрузки — четыре [69-71]. Старение под нагрузкой приводит к изменению функциональных свойств сплавов Ть№ — появлению двойного эффекта памяти формы [72, 73].

Экспериментальные исследования термоупругих мартенситных превращений на монокристаллах Ть№ до сих пор широко не проводятся. Это связано с трудностями получения крупных монокристаллов Ть№. К моменту постановки задачи в известных нам работах на монокристаллах Ть№, показано, что монокристаллы позволяют исключить влияние границ зерен и в не осложненных условиях исследовать влияние ориентации оси деформации на функциональные свойства кристаллов - эффект памяти формы и сверхэластичность [28, 39].

В работах [42, 43, 74, 95-103] на сплавах на основе Ре, Си показана важная роль дисперсных частиц в процессах зарождения и роста кристаллов мартенсита. Во-первых, дисперсные частицы, не испытывающие термоупругих МП, являются эффективными препятствиями для движения межфазной границы, что способствует увеличению рассеяния энергии при МП [41, 43]. Во-вторых, основная идея работ Кокорина В.В. [74, 95] состоит в том, что мелкие дисперсные частицы (размер частиц меньше критического размера зародыша мартенсита) сохраняют когерентность в высокотемпературной и мартенситной фазе при превращении и, следовательно, являются элементами, запасающими упругую энергию при мартенситных превращениях. В-третьих, крупные дисперсные частицы (размер частиц и межчастичные расстояния больше критического размера зародыша мартенсита) могут являться преимущественными местами зарождения кристаллов мартенсита и генерировать несколько вариантов мартенсита [107, 117]. Это дает основание полагать, что и в монокристаллах 'П-(50.6-51.3)ат.%№, которые содержат дисперсные частицы Ti3Ni4, не испытывающие мартенситных превращений, величина температурного гистерезиса, ЭПФ и СЭ будут определяться механизмом взаимодействия кристаллов мартенсита с дисперсными частицами, и, следовательно, зависеть от размера, объемной доли, числа вариантов дисперсных частиц и межчастичного расстояния. Поэтому необходимо детальное изучение влияния частиц второй фазы на закономерности мартенситного превращения, эффекты памяти формы и сверхэластичности.

Использование монокристаллов Ti-Ni для изучения термоупругих МП дает ряд преимуществ по сравнению с поликристаллами. Во-первых, исследование зависимости величины ЭПФ от ориентации кристалла и способа деформации - растяжение/сжатие позволяет проверить выводы кристаллографической теории МП, предсказывающей зависимость деформации решетки от ориентации кристаллов [25-28]. Во-вторых, исследование однофазных и гетерофазных монокристаллов Ti-Ni позволяют продвинуться в понимании процессов, определяющих температурный интервал мартенситных превращений под нагрузкой и температурный интервал наблюдения сверхэластичности. Управление температурным интервалом МП под нагрузкой может быть достигнуто как за счет эффектов дисперсионного твердения при выделении частиц Ti3Ni4, так и при изменении ориентации оси кристалла. Дислокационное скольжение в сплавах Ti-Ni реализуется дислокациями а<100> по плоскостям скольжения {110}, {100} [75-78]. При деформации растяжением/сжатием [001] кристаллы будут характеризоваться высоким уровнем деформирующих напряжений В2-фазы из-за равных нулю факторов Шмида для действующих систем скольжения в отличие от [-111], [-122], [-112] кристаллов, в которых факторы Шмида для этих систем скольжения имеют высокие значения. Поэтому кристаллы, ориентированные вдоль [001] направления, должны демонстрировать более широкий температурный интервал МП под нагрузкой по сравнению с другими ориентациями монокристаллов и поликристаллами. Такая особенность [001] кристаллов Ti-Ni может иметь важное техническое применение, как высокопрочных кристаллов с эффектом памяти формы и сверхэластичности, в которых по геометрическим условиям нагружения процессы пластического течения оказываются затруднены. В-третьих, эксперименты на монокристаллах Ti-Ni позволяют управлять тонкой структурой стареющих сплавов - числом вариантов частиц. До сих пор систематических исследований характеристик термоупругих МП, прочностных и функциональных свойств в зависимости от числа вариантов дисперсных частиц на гетерофазных монокристаллах Ti-Ni не проводилось. Такие эксперименты необходимы для дальнейшего развития теории МП в структурно-неоднородных монокристаллах Ti-Ni.

Поэтому целью настоящей работы было исследовать развитие термоупругих В2-R-B19' МП при охлаждении/нагреве и под действием нагрузки в однофазных и гетерофазных монокристаллах Ti-(50.3-51.5)aT%Ni. Провести исследование ориентационной зависимости прочностных свойств высокотемпературной В2-фазы, ЭПФ и выяснить принципиальную возможность получения СЭ в закаленных монокристаллах Ti-Ni. На монокристаллах Ti-(50.7-51.5)aT%Ni, состаренных в свободном состоянии и под действием растягивающей нагрузки, исследовать влияние размера, объемной доли и числа вариантов дисперсных частиц TisNLi на величину ЭПФ и СЭ, температурный интервал проявления СЭ.

Экспериментальное исследование функциональных и прочностных свойств монокристаллов ТЦ50.7-51.5)ат.%№ в однофазном и гетерофазном состоянии при растяжении и сжатии позволило получить ряд новых, не отмеченных ранее, данных. Впервые обнаружена сверхэластичность при сжатии в однофазных закаленных монокристаллах Ti-51.0aT.%Ni, ориентированных вблизи [001] направления. Установлено ослабление ориентационной зависимости величины ЭПФ и СЭ в состаренных монокристаллах Ti-(50.7-51.5)aT.%Ni, содержащих дисперсные частицы Ti3Ni4 размером 25-S-400 нм. Экспериментально показано, что температурный интервал проявления сверхэластичности в гетерофазных монокристаллах определяется уровнем прочностных свойств высокотемпературной В2-фазы, величиной упругой энергии, накопленной при мартенситном превращении, и зависит от ориентации оси деформации, размера, объемной доли и числа вариантов дисперсных частиц. Впервые в высокопрочных гетерофазных [-122], [-112] и [011] монокристаллах Ti-51.0ат.%№, содержащих мелкие дисперсные частицы размером 25-И0 нм экспериментально установлено уменьшение механического гистерезиса Да в 34-8 раз с ростом температуры испытания и уровня деформирующих напряжений. Вся совокупность экспериментальных данных позволяет предложить физическую модель развития обратимых термоупругих мартенситных превращений в гетерофазных монокристаллах Ti-Ni при охлаждении/нагреве и под действием нагрузки с учетом влияния внутренних упругих полей напряжений от дисперсных частиц на процессы зарождения и роста мартенситных кристаллов, различного механизма взаимодействия крупных (d>100 нм) и мелких (d<50 нм) дисперсных частиц с кристаллами В19' мартенсита и высокой плотности «геометрически необходимых дефектов» - составных двойников [001](100) в кристаллах В19' мартенсита.

На защиту выносятся следующие положения:

1. Экспериментально найденная в однофазных монокристаллах "П-М зависимость величины ЭПФ от ориентации кристалла и способа деформации - растяжение/сжатие; равенство экспериментальных значений эффекта памяти формы и теоретически рассчитанных значений деформации решетки при В2<-»В19' мартенситном превращении. Условия для проявления сверхэластичности в однофазных монокристаллах: достижение высокого уровня прочностных свойств В2-фазы за счет отклонения от стехиометрии и подавления пластического течения выбором ориентации вблизи <001> направления.

2. Экспериментально обнаруженные закономерности изменения температур МП, температурного гистерезиса при выделении дисперсных частиц "ПзЬЩ в монокристаллах обусловленные уменьшением концентрации изменением прочностных свойств В2-фазы и величины генерируемой при МП упругой энергии в зависимости от размера, объемной доли и числа вариантов дисперсных частиц.

3. Закономерное увеличение температурного интервала сверхэластичности в однофазных и гетерофазных монокристаллах Тл-№ с ростом прочностных свойств В2-фазы при выборе ориентации оси деформации вблизи <001> направления, упрочнении материала мелкими частицами Пз!^ и изменении числа вариантов дисперсных частиц.

4. Экспериментально установленные особенности термоупругих В2-Я-В19' мартенситных превращений в состаренных монокристаллах ТЦ50.7-51.5)ат.%№: уменьшение величины эффектов памяти формы и сверхэластичности с увеличением объемной доли дисперсных частиц, ослабление ориентационной зависимости величины эффекта памяти формы, уменьшение механического гистерезиса в 3+8 раз с ростом температуры испытания в высокопрочных кристаллах "П-ЬИ, ориентированных вблизи <111> направления.

Диссертация состоит из введения, четырех глав, выводов и библиографического списка; содержит 256 страниц, включая 115 рисунков и 20 таблиц.

выводы

1. В однофазных монокристаллах Ti-(50.3-51.5)aT.%Ni температура начала В2<->В19' мартенситных превращений Ms определяется концентрацией никеля и увеличивается на 16,5-М 8,5 К при уменьшении содержания Ni на 0,1ат.%; экспериментальные значения эффекта памяти формы в закаленных кристаллах Ti-Ni зависят от ориентации, способа деформации - растяжение/сжатие и совпадают с теоретически рассчитанной деформацией решетки для В2<->В19' мартенситных превращений. Установлено, что в интервале температур образования мартенсита под нагрузкой ориентационная зависимость критических напряжений стол и величины а - с1сг§ j ¡dT определяется ориентационной зависимостью величины эффекта памяти формы в соответствии с уравнением Клапейрона-Клаузиуса.

2. Впервые показано, что условия для появления сверхэластичности в однофазных монокристаллах Ti-Ni достигаются при концентрации Ni более 50.7 ат.% и ориентации оси сжатия вблизи [001] направления за счет подавления скольжения в высокотемпературной В2-фазе из-за равенства нулю факторов Шмида для действующих систем скольжения а<100>{ 110). Во всех других [-111], [-122], [-112], [011] монокристаллах Ti-Ni в однофазном состоянии сверхэластичность отсутствует при растяжении и сжатии.

3. Экспериментально установлено, что в гетерофазных монокристаллах Ti-Ni температура начала R—>В19' мартенситных превращений Ms определяется соотношением трех факторов:

• уменьшением концентрации никеля в матрице после старения;

• уровнем прочностных свойств В2-фазы;

• величиной генерируемой при мартенситном превращении упругой энергии.

В низкопрочных кристаллах с дисперсными частицами размером 100-^400 нм температура Ms увеличивается по сравнению с закаленным кристаллами и контролируется только химическим составом матрицы после старения. Достижение высокого уровня накопленной упругой энергии и упрочнение В2-фазы за счет выделения мелких дисперсных частиц размером 25-30 нм приводит к уменьшению температуры Ms по сравнению с закаленным состоянием и к развитию обратных В19'—>В2 мартенситных превращений при температурах ниже температуры химического равновесия фаз То.

4. В гетерофазных монокристаллах Ti-Ni с концентрацией Ni более 50.7ат.% после старения при 823 К, 1.5 ч. со скоростью нагрева/охлаждения 14-16 К/мин и ступенчатого старения при 823 К, 1.5 ч.+300-350 К, 1-1.5 ч обнаружены сложно-стадийные мартенситные превращения: на кривых DSC присутствуют три пика выделения тепла и на зависимости р(Т) - две стадии падения сопротивления при T<Ms. Показано, что превращение R->B19' разделяется на две стадии: высокотемпературная стадия связана с превращениями под действием локальных полей напряжений вблизи крупных дисперсных частиц Т1з№4 размером 400+430 нм, а низкотемпературная стадия - с превращениями в областях между крупными частицами, содержащих изоморфные матрице частицы Р'-фазы.

5. Экспериментально показано, что выделение дисперсных частиц Т1з№4 в монокристаллах Ti-(50.7-51.5)aT.%Ni создает условия для появления сверхэластичности. Температурный интервал сверхэластичности ДТсэ определяется уровнем прочностных свойств В2-фазы и зависит от ориентации кристалла, размера и объемной доли дисперсных частиц ^N¡4. В низкопрочных кристаллах Ti-51aT.%Ni с крупными дисперсными частицами сверхэластичность наблюдается в узком температурном интервале ДТсэ=30+40 К. В высокопрочных монокристаллах Ti-51aT.%Ni, содержащих мелкие частиц размером 25+30 нм, температурный интервал сверхэластичности увеличивается почти в 5 раз и составляет ДТсэ" 140+150 К. В монокристаллах, ориентированных вблизи [001] направления, обнаружено увеличение температурного интервала сверхэластичности ДТсэ на 10-40 К по сравнению с [-111], [-122], [-112], [011] кристаллами, что обусловлено ориентационной зависимостью прочностных свойств высокотемпературной В2-фазы.

6. В состаренных монокристаллах Ti-(50.7-51.5)aT.%Ni экспериментально установлено, что величина эффекта памяти формы и сверхэластичности определяется ориентацией кристалла, способом деформации - растяжение/сжатие и параметрами микроструктуры материала - размером и объемной долей дисперсных частиц. Обнаружено уменьшение величины эффекта памяти формы и сверхэластичности в 2 раза с ростом объемной доли дисперсных частиц от 3.6 до 16%, ослабление ориентационной зависимости эффекта памяти формы, сверхэластичности, величины а = d<jQ \/dT по сравнению с закаленными кристаллами. Данные особенности проявления эффекта памяти формы сверхэластичности связаны с влиянием дисперсных частиц на процессы зарождения и роста кристаллов В19'-мартенсита, содержащих высокую плотность геометрически необходимых дефектов - составных двойников <100>{001}, и затруднением процессов раздвойникования мартенситных кристаллов под действием нагрузки.

7. Впервые в гетерофазных монокристаллах Т1-№ экспериментально выяснены условия, при которых наблюдается уменьшение механического гистерезиса Да в 6-ь8 раз с ростом температуры испытания: достижение высокого уровня деформирующих напряжений В2-фазы за счет выделения мелких частиц Т1з№4 размером 25-30 нм и выбор ориентации кристаллов вдоль [-111], [-112], [011] направлений. Снижение уровня деформирующих напряжений В2-фазы при уменьшении объемной доли и увеличение размера дисперсных частиц, выбор ориентации кристаллов вблизи [001] направления приводит к ослаблению температурной зависимости Да. Зависимость механического гистерезиса Да от температуры связана с развитием предпереходных состояний, воздействием внешних напряжений на тонкую двойниковую структуру кристаллов В19' мартенсита и влиянием локальных полей напряжений от частиц на зарождение и рост мартенситных кристаллов.

8. Экспериментально показано, что при старении под растягивающей нагрузкой [-111], [-112], [-122] монокристаллов Т1-(50.7-51)ат.%№ растет 1 вариант частиц "ПзГ^, при старении без нагрузки - 4 варианта частиц. Выделение 1 варианта частиц приводит к изменению температур мартенситных превращений, прочностных свойств В2-фазы, эффекта памяти формы и сверхэластичности по сравнению с кристаллами, содержащими 4 варианта дисперсных частиц:

• наблюдается уменьшение механического гистерезиса Да и более резкое его сокращение с ростом температуры испытания;

• в высокопрочных монокристаллах (размер частиц 40 нм) обнаружено снижение температуры Мб и увеличение температурного интервала сверхэластичности ДТсэ на 15-н25 К;

• в низкопрочных монокристаллах (размер частиц 100н-400 нм) установлено увеличение температур мартенситных превращений, снижение в 2 раза критических напряжений мартенситного сдвига при Т=М$ и уменьшение величины эффекта памяти формы и сверхэластичности.

1. Курдюмов Г.В., Утевский J1.M., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. - М.: Наука, 1977.-238с.

2. Сплавы с эффектом памяти формы / Отцука К., Симидзу К., Судзуки Ю.и др.; Под ред. Фунакубо X.: Пер. с японск. М.: Металлургия, 1990.- 224с.

3. Путин В.Г., Кондратьев В.В., Хачин В.Н. Предпереходные явления и мартенеитные превращения. Екатеринбург: УрО РАН, 1998. — 368 с.

4. К. Otsuka, С.М. Wayman. Shape memory materials. Cambridge University PRESS. 1998.-284 p.

5. Журавлев B.H., Путин В.Г. Сплавы с термомеханической памятью и их применение в медицине. Екатеринбург: УрО РАН, 2000.-150с.

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

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

8. Хачин В.Н. Мартенситная неупругость В2 соединений титана: Дис.док. ф.-м. наук-Томск, 1987.-278 с.

9. Т.Е Bucheit, S.L. Kumpf, J.A. Wert. Modeling the stress-induced transformation behavior of shape memory alloy single crystals // Acta metal. mater.-1995.-V.43 № 11- P. 41894199.

10. Liu Y. Yang H. The concern of elasticity in stress-induced martensitic transformation in NiTi // Materials Science and Engineering. 1999 - A260 - P.240-245.

11. И. Паскаль Ю.И. Квазиравновесное описание мартенситных состояний // Известия Вуз. Физика. -1985.- №5.- С.41 -53.

12. Паскаль Ю.И., Репина А.Г., Коваль Ю.Н., Тухфатуллин А.А. Влияние релаксации напряжений превращения на мартенситные точки // Известия Вуз. Физика- 1982-№8.-С. 14-17.

13. Паскаль Ю.И., Монасевич Л.А. Закономерности гистерезиса мартенситного превращения никелида титана // Физика металлов и металловедение- 1981.-Т.52-№5.- С.1011-1016.

14. Паскаль Ю.И., Монасевич Л. А. Феноменологические характеристики мартенситного гистерезиса // Известия Вуз. Физика 1978.-№11,- С.98-103.

15. Martensite / Edited by Olson B.B., Owen W.S.- ASM International.- 1992.- 330 p.16.