Кинетика старения и изменения функциональных свойств сплавов системы Mn-Cu тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Клюева, Екатерина Сергеевна

• Клюева, Екатерина Сергеевна
• кандидат наук
• 2018

Оглавление диссертации кандидат наук Клюева, Екатерина Сергеевна

Содержание Стр.

Введение

Глава 1 Аналитический обзор литературы

1.1 Структурообразование сплавов системы Мп-Си

1.1.1 Фазовая диаграмма и структура сплавов Мп-Си в

8

отожженном состоянии

1.1.2 Метастабильная диаграмма состояния системы Mn-Cu

1.1.2.1 Магнито-структурное превращение в сплавах системы МП-^

1.1.2.2 Область спинодального расслоения в диаграмме Mn-Cu

1.1.3 Структурные превращения при старении сплавов Mn-Cu

1.2 Упругие и неупругие эффекты при ГЦК-ГЦТ превращении

1.3 Свойства сплавов системы Мп-^

1.3.1 Механические и физические свойства сплавов системы МП-^

1.3.2 Демпфирующие свойства сплавов системы Мп-^ 22 1.3.2.1 Стабильность высокой демпфирующей способности

1.3.3 Эффект памяти формы в сплавах системы Мп-Си 25 1.3.3.1 Влияние деформации и внешней нагрузки на ЭПФ

1.4 Цель и задачи исследования 30 Глава 2 Материалы и методики исследования

2.1 Материалы исследования

2.2 Методики исследования

2.2.1 Дюрометрический анализ

2.2.2 Металлографический анализ

2.2.3 Сканирующая электронная микроскопия

2.2.4 Рентгеноструктурный анализ 34 2.2.4.1 Методика определения коэффициентов ближнего

порядка

2.2.5 Измерение удельного электросопротивления

2.2.6 Метод механической спектроскопии

2.2.6.1 Низкочастотные измерения при крутильных колебаниях

2.2.6.2 Низкочастотные измерения при изгибных колебаниях 43 2.2.7 Определение характеристик эффекта памяти формы 45 2.3 Выводы по главе 48 Глава 3 Изменение структуры сплавов системы Мп-Си с

и 36 % Мп при старении

3.1 Структура и свойства закаленных сплавов 75Mn25Cu и 36Мп64Си

3.2 Структура и свойства сплавов 75Mn25Cu и 36Mn64Cu после старения при ~ 0,70 Тс

3.3 Структура и свойства сплавов 75Mn25Cu и 36Мп64Си после старения при ~ 0,86 Тс

3.4 Кинетика изменения структуры сплавов 75Mn25Cu и 36Mn64Cu при старении в области спинодального расслоения

3.4.1 Кинетика спинодального распада в сплавах системы Mn-

Си

3.4.2 Кинетика выделения я^п в сплаве 75Mn25Cu

3.5 Выводы по главе 90 Глава 4 Функциональные свойства сплавов системы Mn-

Си

4.1 Демпфирующая способность сплавов 75Мп25Си и 36Мп64Си

4.2 Механические свойства сплавов системы Mn-Cu

4.3 Эффект памяти формы в сплавах 75Mn25Cu и 36Mn64Cu

4.4 Выводы по главе 105 Общие выводы 106 Список литературы 108 Приложение А

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Кинетика старения и изменения функциональных свойств сплавов системы Mn-Cu»

Введение

В технике значительную часть металлических материалов получают методами, основанными на формировании метастабильного состояния, отличающегося высокими эксплуатационными характеристиками. Высокомарганцевые сплавы системы Mn-Cu (содержание Mn 60...85 ат. %) обладают целым комплексом уникальных функциональных свойств, таких как высокая демпфирующая способность (ДС) до 30.. .40 %, элинварность немагнитной природы, обратимый эффект памяти формы (ЭПФ), а также достаточной прочностью (ов=350.. .500 МПа) и хорошей пластичностью (^=20...30 %). Основой проявления функциональных свойств является развитие сдвигового магнито-структурного ГЦК-ГЦТ превращение термоупругого типа.

Однако, технология получения высокомарганцевых сплавов имеет свои сложности, которые заключаются в: - высоких требованиях к чистоте исходных материалов; - высокой температуре плавления сплавов; - высокой химической активности расплава; - высокой упругости паров Mn по сравнению с Cu, приводящей к повышенным потерям Mn; - большом объеме усадки при кристаллизации (3.4,5 %); - склонности к ликвации вследствие широкого интервала кристаллизации и реакции перитектического типа. Из анализа диаграммы состояния системы Mn-Cu ясно, что часть приведенных выше проблем можно решить, применяя сплавы с меньшим содержанием Mn - до 50 ат. %, которые имеют температуру плавления на 200.300 °С ниже, а температурный интервал кристаллизации - в три раза меньше, чем у высокомарганцевых. Это делает низкомарганцевые сплавы более технологичными.

В работах Винтайкина Е. З., Фавстова Ю. К., Удовенко В. А. с сотр., Vitek J., Warlimont H., Wang C. P. et al. и др. изучены структура и свойства сплавов с высоким содержанием Mn (60...95 ат. %), которые при высокой температуре имеют структуру у-твердого раствора с ГЦК решеткой. При охлаждении сплавы, содержащие более 80 % Mn, претерпевают ГЦК-ГЦТ - мартенситное превращение (МП). В сплавах, содержащих 60.80 % Mn, мартенситному превращению предшествует расслоение исходного у-твердого раствора по спинодальному механизму с образованием нанокристаллических дисперсных (3...5 нм) фаз с ГЦК решеткой - обогащенной и обедненной Mn [1-3]. При охлаждении мартенситный

сдвиг, начинаясь в обогащенных марганцем областях, распространяется на весь объем сплава. Таким образом, старение в спинодальной области позволяет существенно расширить концентрационный диапазон сплавов, испытывающих МП [4, 5].

Несмотря на большое число публикаций, посвященных исследованию системы Mn-Cu в целом, систематические исследования влияния температуры и времени старения на ГЦК-ГЦТ превращение и структуру низкомарганцевых сплавов не проведены. Не определено точное положение линии спинодали со стороны меди и, в связи с этим, неясно, можно ли ожидать развития мартенситного превращения и проявления функциональных свойств в низкомарганцевых сплавах. Единичные работы [6, 7], описывающие изменение свойств, структуры для некоторых сплавов Mn-Cu с содержанием Mn менее 60 % не дают достаточно полной картины.

Цель работы

Установить основные закономерности структурообразования и формирования функциональных свойств сплавов системы Mn-Cu с содержанием Mn 75 и 36 % в процессе старения.

Научная новизна работы

1. На основании данных механической спектроскопии, измерения электросопротивления, диффузного рассеяния рентгеновских лучей, рентгеноструктурного анализа впервые определено, что низкомарганцевый сплав с 36 % Mn претерпевает спинодальное расслоение.

2. Впервые установлено формирование состояния «ближнего расслоения» на начальной стадии спинодального распада сплавов системы Mn-Cu.

3. На основе систематических измерений температурных зависимостей ВТ и квадрата резонансной частоты / показано, что кажущаяся стадийность изменения

структуры при старении, установленная ранее, является отражением непрерывного процесса обогащения марганцем микрообластей и повышением температур мартенситного ГЦК-ГЦТ превращения в них.

4. Получены новые экспериментальные данные о влиянии состава, режима старения и предварительной деформации на характеристики функциональных свойств, исследованных сплавов - степень восстановления формы К и

низкоамплитудное рассеяние энергии 0[х. Показано, что сплав 36Mn64Cu демонстрирует ограниченное обратимое формовосстановление (К = 13 %) и демпфирующую способность на уровне сплава 75Mn25Cu.

Практическая значимость работы

1. На основе анализа большого количества собственных экспериментальных и ранее полученных данных построены карты зависимости функциональных свойств (степень восстановления формы К, низкоамплитудное рассеяние энергии) от содержания марганца и от внешних факторов - величины предварительной деформации упр и продолжительности старения в области спинодального распада, позволяющие выбрать состав сплава и режим его обработки для обеспечения требуемого уровня свойств в конкретных условиях.

2. Получена база данных о функциональных свойствах сплава 36Мп64Си.

3. Получен патент на способ № 2639751 Российская Федерация, МПК 7 C22F 1/16 (2006.01). Способ термообработки листов из сплавов системы Мп-^ / Маркова Г. В., Клюева Е. С.; заявитель и патентообладатель Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования «Тульский государственный университет» (ТулГУ). - № 2016129864; заявл. 20.07.2016; опубл. 22.12.2017, Бюл. № 36. - 5 с.

Положения, выносимые на защиту:

- установленные закономерности распада метастабильного у-твердого раствора в сплавах Mn-Cu с содержанием Mn 75 и 36 %;

- экспериментально полученные данные об изменении температур ГЦК-ГЦТ превращения в сплаве 36Mn64Cu вследствие спинодального распада;

- экспериментально полученные зависимости характеристик эффекта памяти формы от состава сплава, величины предварительной деформации и режима термической обработки.

Научные и практические разработки по теме диссертации выполнялись на кафедре Физика металлов и материаловедение Тульского государственного университета в соответствии с тематическим планом НИР (темы 32-146, 13-10), координируемым Министерством образования и науки.

Работа выполнена при финансовой поддержке грантов: губернатора Тульской области 2011 г (ДС/184); РФФИ 13-08-97545 р_центр_а; РФФИ 16-42710770 р_а и Правительства Тульской области (договор ДС/49).

Автор выражает благодарность профессору, д-ру ф.-м. наук Д. М. Левину за постоянное внимание к работе, и дискуссии; сотрудникам ИМиФМ ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П.Бардина» за предоставленные образцы для исследований; сотрудникам кафедр «Физика металлов и материаловедение» и «Физика» Тульского государственного университета за помощь в проведении исследований и обсуждение результатов.

Глава 1 Аналитический обзор литературы

1.1 Структурообразование сплавов системы Мп-Си

1.1.1 Фазовая диаграмма и структура сплавов Мп-Си в отожженном состоянии

Равновесная диаграмма состояния системы Мп-Си с использованием достаточно чистых компонентов впервые была построена в 1929 г. Е. Пирсоном [8].

Как следует из рисунка 1.1, а у-Мп образует с Си с непрерывный ряд твердых растворов с ГЦК-решеткой, стабильной при содержании Мп до 24 мас. % во всей области температур. При содержании Мп более 24 % с понижением температуры ниже 600 °С твердый раствор с ГЦК-решеткой распадается на смесь фаз у+а или у+в, что связано с малой растворимостью Си в а- и в-Мп. а- и в-Мп имеют сложную кубическую решетку с 58 и 20 атомами на элементарную ячейку, соответственно [4].

Рисунок 1.1 -Диаграмма состояния (а) [8, 9] и фазовая диаграмма (б) [4, 5]

сплавов системы Мп-Си

Относительно широкий температурный интервал кристаллизации сплавов Mn-Cu и малая разница в скорости встречных диффузионных потоков атомов Mn в ^ приводят к значительной дендритной ликвации. Практически полное устранение химической неоднородности, обусловленной дендритной структурой, возможно только при многочасовых отжигах предварительно деформированных сплавов Mn-Cu.

В реальных условиях и даже после охлаждения с очень малой скоростью из области стабильного ук-твердого раствора структура сплавов значительно отличается от равновесной. Фазовое строение сплавов при комнатной температуре, охлажденных с различной скоростью, из температурной области у-твердого раствора представлено на рисунке 1.1, б. С повышением скорости охлаждения линия максимальной растворимости Mn в ук-твердом растворе на диаграмме равновесия сдвигается в сторону, богатую Mn, но даже при скорости охлаждения 0,5 °С/ч вместо ожидаемой в соответствии с диаграммой состояния двухфазной структуры наблюдается метастабильная трехфазная: я^п, ук и ут [4, 5].

В интервале концентраций 10.30 % Mn предположительно существует область упорядочения.

1.1.2 Метастабильная диаграмма состояния системы Мп-Си

1.1.2.1 Магнито-структурное превращение в сплавах системы Мп-Си

В сплавах, содержащих 70.95 % Mn при охлаждении из однофазной у-области происходит мартенситное превращение метастабильной ГЦК решетки в ГЦТ со степенью тетрагональности с/а <1 [5]. В работе [10] показано, что ГЦК-ГЦТ превращение имеет признаки как преобразования первого, так и второго рода и реализуется даже при медленном охлаждении.

Термодинамика ГЦК-ГЦТ мартенситного превращения в сплавах системы Mn-Cu, из-за отсутствия термодинамических параметров ГЦТ мартенситной фазы, изучена мало. В работах [11-14] использовали модель твердых растворов и условие теплового равновесия для вычисления свободной энергии Гиббса фаз ГЦТ и ГЦК.

Температуры ГЦК-ГЦТ превращения с увеличением содержания Mn (74...93,5 %) в сплавах Mn-Cu повышаются примерно по линейному закону (рисунок 1.2). В интервале температур Мн-Мк сосуществуют две фазы с ГЦК и ГЦТ

решетками. Мартенситное превращение имеет обратимый характер и повторяется при каждом цикле нагрев-охлаждение. Малая величина гистерезиса и обратимость свидетельствует о термоупругом характере перехода.

Рисунок 1.2 - Температуры начала и конца

мартенситного превращения в закаленных Рисунок 1.3 - Схема двойного сдвига ГЦК-ГЦТ

сплавах Мп-Си: 1 - ут-твердый раствор; фазового превращения в сплавах Mn-Cu [27] 2 - ук-твердый раствор; 3 - ук+ут [15]

Прямое и обратное ГЦК-ГЦТ превращения в сплавах Мп-Си протекают по механизму двойникования [10, 17-26]. Образующиеся при этом двойники имеют своими границами плоскости {111} и {110} и разделяются по геометрии и степени подвижности на две группы [5]. К первой группе относятся крупные двойники (макродвойники) с достаточно стабильными границами, проходящими через все зерно исходного у-твердого раствора. При нагреве и охлаждении сплавов макродвойниковая структура обратимо изменяется. В двойниковой структуре эти изменения однозначно связаны с обратимым переходом ГЦК решетки в ГЦТ.

Вторая группа двойников (микродвойники) образуется путем наложения двух сдвигов: (011) [011] и (101) [101]. Микродвойниковая структура характеризуется тонкими двойниковыми пластинами, ограниченными по протяженности границами зерен или макродвойников, при этом каждая такая пластина в свою очередь пересекается еще более мелкими двойниками того же типа, то есть является полидоменной (рисунок 1.3). Границы микродвойников могут целиком находиться в ГЦТ у-твердом растворе или быть границами раздела между ГЦТ и ГЦК фазами. Они характеризуются большой подвижностью и легко перемещаются как при приложении механической нагрузки, так и (в случае гетерофазной структуры) при изменении температуры [5].

В сплавах системы Mn-Cu при охлаждении происходит переход из парамагнитного состояния в антиферромагнитное. В работах [28-31] отметили сложность построения магнитной фазовой диаграммы сплавов Mn-Cu из-за множественности магнитных состояний системы: спинового стекла, неупорядоченного антиферромагнетика (миктомагнетика), а также смешиваемости фаз (рисунок 1.4).

и

х, ат. %Мп

Рисунок 1.4 - Границы магнитных фазовых переходов сплавов у-Мпх-Сих_1 [28]

Магнитное превращение в высокомарганцевых сплавах сопровождается понижением симметрии при температурах ниже точки Неля (Ты): исходная ГЦК ячейка приобретает тетрагональность с соотношением осей с/а<1.

Как видно из рисунков 1.2 и 1.4, одновременно с мартенситным превращением происходит антиферромагнитное превращение - упорядочение магнитных моментов атома Мп. Температура Нееля близка к температуре мартенситноего превращения и сильно зависит от состава сплава [5, 32, 33]. Для сплавов на основе Мп с с/а<1 концентрационные зависимости температуры Нееля и точек мартенситного превращения совпадают (рисунок 1.2) [5, 32, 33]. Фавстов Ю. К. с соавт. [5] отмечает, что тождественность температур мартенситного и магнитного превращений для сплавов на основе Мп имеет место только в сплавах систем Мп-Си, Мп^п, Мn-Ga, Мп-Ое. В работе [35] отмечали стимулирующее действие ГЦК-ГЦТ мартенситного превращения на магнитное превращение. Вопрос о том, магнитное ли превращение вызывает ГЦК-ГЦТ переход [36, 37] или, наоборот, переход ГЦК-ГЦТ вызывает магнитное превращение, пока не решен. Бесспорным является только то, что эти превращения

в сплавах Мп-Си взаимосвязаны [15, 33]. Это дало основания интерпретировать этот переход, как магнито-структурное превращение.

1.1.2.2. Область спинодального расслоения в диаграмме Мп-Си

Особенностью фазовой диаграммы состояния системы Мп-Си является наличие в широком диапазоне концентраций метастабильной области расслоения. Однако точное положение (концентрационные и температурные границы) области метастабильного расслоения сплавов этой системы не определено и отличается у разных авторов, полученные различными методами (рисунок 1.5) [2, 33, 38-41]. Наиболее существенны отличия в положении левой границы области несмешиваемости со стороны меди.

I, °с

600

400

200

-200

/

_.] ■Те\-пппяп // > _УГ

/ Упо N £ 1 1' иД\

ряд. | / —' _ 3 _

гцк '

/ 1—

з

гцт

_ __

О

20

80

100

40 60 Мп, ат. %

Рисунок 1.5 - Фрагмент метастабильной диаграммы состояния системы Мп-Си: 1 - метастабильная область расслоения (метод ЭДС) [40]; 2 - метастабильная область расслоения (метод CALPHAD) [41]; 3 - химическая спинодаль (метод т/д анализа) [40]; 4 - когерентная спинодаль [40]; 5 - температуры МП в закаленных сплавах

Экспериментальные исследования кинетики расслоения сплавов Мп-Си в [5, 33, 42-48] свидетельствуют о протекании в этой системе спинодального распада в широкой концентрационной области составов от ~42 и до 90 ат. % Мп, отвечающей максимуму кривой расслоения при температуре 620...650 °С и концентрации Мп -60...70 ат. %.

Формирование неравновесного (метастабильного) состояния в сплавах различных систем, в том числе и Мп-Си, обеспечивает целый комплекс уникальных функциональных свойств, таких как высокая демпфирующая способность, элинварность, эффект памяти формы, поэтому интерес к

закономерностям формирования фазового состава и уточнению положения линии метастабильной диаграммы состояния не угасает.

К настоящему времени имеется большое количество работ, посвященных изучению фазового разделения в области несмешиваемости в разных системах [1, 49-58].

Во многих сплавах, закаленных в воде от температур, соответствующих области твердых растворов, обнаруживали модулированные структуры, которые отнесли к микроструктурам расслоения. Однако однозначный ответ на вопрос о механизме фазового разделения может быть получен далеко не всегда. Конечная морфология сплавов, распавшихся по спинодальному механизму и по механизму зарождения и роста, может не отличаться [49, 53, 54, 59, 60]. В частности, модулированная структура может возникнуть в результате зарождения и роста, и, следовательно, периодичность структуры не является надежным критерием спинодального распада. Поэтому такой метод, как электронная микроскопия, мало пригоден для идентификации механизма фазового разделения, хотя анализ изотермической последовательности микроструктур и позволяет в ряде случаев сделать достаточно надежные выводы [49, 53, 54].

Так как теория спинодального распада формулируется в обратном пространстве, то первоначально наиболее прямую ее проверку дают дифракционные методы, например дифракция рентгеновских лучей [45, 61-64]. Если атомы компонент сплава являются соседями в периодической таблице, то дифракция рентгеновских лучей и электронов оказывается неэффективной для исследования фазового разделения из-за близких факторов рассеяния атомов различного типа. В этом случае необходимую информацию может дать рассеяние нейтронов. Малоугловым рассеянием нейтронов, например, исследовали спинодальный распада в системах Fe-Сr, Fe-Сu-Ni, Mn-Cu, А1^и и многих других [1, 5, 42, 46, 48, 49, 54, 65, 66].

Кроме дифракционных методов, для изучения кинетики фазового разделения высокомарганцевых сплавов Mn-Cu в области несмешиваемости применялись такие методы, как измерение электросопротивления и магнитной восприимчивости [43, 45, 47, 67], ядерный магнитный резонанс и эффект Мёссбауэра.

Однако на настоящий момент остается не до конца ясным вопрос о

механизме распада в низкомарганцевых сплавах. Происходит ли он по механизму зарождения и роста, либо путем диффузионного расслоения? В то время как положение границы спинодали со стороны марганца определено достаточно точно, данные о положении границ со стороны меди крайне противоречивы (рисунок 1.5).

В некоторых сплавах наблюдается сочетание процессов спинодального распада и упорядочения [49, 52, 54]. Примером обладающих такими свойствами сплавов является система Fe-А1. Фазовая диаграмма Fe-А1 имеет трикритическую точку, в которой линия непрерывного упорядочения пересекается с бинодалью, ограничивающей область несмешиваемости. В зависимости от состава и режима термообработки в этом сплаве наблюдаются разнообразные последовательности различных типов фазовых превращений и большое количество конечных морфологий [49].

Упорядочение и распад наблюдались также в системах Сu-Be, С^^, и причем в Сu-Be упорядочение предшествовало спинодальному распаду, а в С^^ и спинодальный распад предшествовал упорядочению. Не исключена возможность изменения последовательности механизмов и в этих системах при изменении состава сплавов и режима термообработки.

Гетерогенность структуры сплавов сформированная при

спинодальном распаде, оказывает существенное влияние на протекание ГЦК-ГЦТ превращения и установление дальнего антиферромагнитного порядка. Сплав Mn0,76Cu0,26 [48] после спинодального распада ниже Т^ по терминологии авторов, имеет кристаллическую решетку тетрагонального типа (псевдо ГЦТ) с разной степенью тетрагональности в областях обогащенных и обедненных Mn. Дальний антиферромагнитный порядок присутствует только в областях с большими искажениями и с высокой концентрацией Mn. В областях с низкой концентрацией Mn и меньшими искажениями есть ближний порядок, имеющий сложный магнитный и атомной характер.

В работе [68] экспериментально было показано, что с увеличением времени старения при 350, 400 и 450 °С расширяется интервал концентраций, в которых происходит ГЦК-ГЦТ превращение, и имеет место повышение температур начала и конца превращения. Последние достигают своих предельных значений, когда реализуется метастабильное равновесие между обедненной и обогащенной Mn

фазами. Расслоение в сплавах Mn-Cu стимулирует ГЦК-ГЦТ превращение и с увеличением времени старения ГЦК-ГЦТ превращение распространяется на область составов с меньшим содержанием Mn.

Определение границ метастабильной области расслоения системы Мп-^ является актуальной задачей практического металловедения.

1.1.3 Структурные превращения при старении сплавов Мп-Си

Механизм и последовательность структурных изменений при старении закаленных высокомарганцевых сплавов системы Mn-Cu достаточно хорошо изучены [5-7, 69]. При распаде метастабильных закаленных сплавов системы Mn-^ с содержанием 50...80 % Мп выделяют несколько стадий.

Проведенное в работах [7, 69] электронно-микроскопическое исследование при комнатной температуре позволило выделить четыре стадии структурообразования при старении в области спинодального распада сплава Г60Д40. На начальной стадии старения при комнатной температуре структура сплава сохраняет характерную для закаленного состояния ГЦК структуру. На второй стадии осуществляется локальное мартенситное превращение в областях,

обогащенных Mn, с критической концентрацией Mn (СММп ^80 %), необходимой для

реализации ГЦК-ГЦТ перехода. Однако сдвиг не распространяется на обедненные Mn области в силу малой движущей силы процесса. На этой стадии при комнатной температуре образуется двухфазная ГЦК+ГЦТ структура, для которой характерно наличие «твидового» контраста (рисунок 1.6, а). Тетрагональная фаза на этой стадии сохраняет когерентную связь с кубической матрицей, обедненной марганцем [7].

Рост выделений и увеличение в них концентрации Mn на третьей стадии обеспечивает увеличение движущей силы сдвигового превращения и распространение сдвига на обедненные области. При комнатной температуре формируется специфическая микроструктура с отличной от характерной для мартенсита морфологией - «паркетная» (рисунок 1.6, б). Эта структура представляет собой закономерное чередование стержнеобразных микродвойников, оси, которых лежат в направлениях <110> [7]. И, наконец, на четвертой стадии

происходит переход к типичной для ГЦК-ГЦТ-превращения мартенситной двойниковой структуре с тонкими и грубыми двойниками (рисунок 1.6 в).

Следует отметить, что авторы [6] в низкомарганцевых сплавах (38....50 % Мп) системы Мп-Си наблюдали несколько иную эволюцию структуры в процессе старения по сравнению с высокомарганцевыми сплавами с ГЦТ структурой. На начальной стадии старения не происходит изменение структуры сплава. По мнению авторов на этой стадии протекают процессы распада по механизму зарождения и роста [6], в матрице возникают области малого размера с отличающейся концентрацией Мп. При достижении в зародышах обогащенной фазы критической концентрации Мп, формируется «твидовая» микроструктура. На рисунке 1.7, полученном в рефлексах (002) и (220), проявляется малоинтенсивный «твидовый» контраст.

Рисунок 1.7 - Темнопольные, в рефлексах (002) (а) и (220) (б), электронно-микроскопические изображения структуры сплава Г40Д60, состаренного при 400 °С в течение 6 ч. Плоскость фольги

параллельна {110} [6]

Дальнейшее увеличение продолжительности старения приводит к изменению типа контраста. Происходит существенное усиление контраста и

нарушение регулярности «твидовой» структуры. Характерной особенностью контраста на этой стадии старения является наложение на «твидовую» структуру дополнительного деформационного контраста.

На поздних стадиях старения в сплаве формируется двойниковоподобная структура, содержащая тонкие пластинчатые двойники, разделённые границами, параллельными плоскостям {110} (рисунок 1.8). В пределах каждого двойника сохраняется «твидовая» структура.

Описанные в работе [6] структурные изменения получены на сплаве Г40Д60. Результатов структурных исследований сплавов с содержанием марганца менее 40 % в литературе не обнаружено. Анализируя данные структурных исследований следует отметить, что если распад у-твердого раствора в низкомарганцевых сплавах идет по механизму зародышеобразования, как предполагается в работе [6], кинетика распада должна принципиально отличаться от кинетики спинодального расслоения в высокомарганцевых сплавах. Прежде всего, для формирования зародыша необходим инкубационный период. Кроме того, образование и рост частиц новой фазы с постоянным высоким содержанием марганца должно сопровождаться уменьшением концентрации марганца в у-твердом растворе и понижением температуры МЛ в соответствии с зависимостью М5(Т) (рисунок 1.2). Исследований, сопоставляющих кинетику распада у-твердого раствора в сплавах с содержанием Мп, вблизи левой и правой границ спинодальной области, ранее не проводилось.

В соответствии с диаграммой фазового равновесия процесс распада метастабильного у-твердого раствора должен завершиться формированием стабильного состояния, состоящего из двух стабильных фаз - ук + а-Мп. Процесс спинодального расслоения приводит к образованию в твердом растворе

^Л, 1

Рисунок 1.8 - Двойниковоподобная структура в сплаве Г40Д60, состаренном при 400 °С в течение 40 ч [6]

концентрационных волн, длина которых определяется температурой распада, а амплитуда - продолжительностью. Обогащенные марганцем области, закономерно расположенные в модулированной структуре, могут являться центрами выделения а-Мп. В связи с этим представляет интерес установление роли таких областей в зарождении стабильного а-Мп.

Все структурные превращения при старении закаленных сплавов Мп-^ влияют на специальные свойства этих сплавов (высокая демпфирующая способность, эффект памяти формы и элинварность), поскольку приводят к появлению микроструктуры, которая обеспечивает высокий уровень рассеяния энергии. Источниками рассеяния энергии в сплавах Мп-^ являются процессы обратимого смещения границ между матричной и мартенситной фазами в области температур ГЦК-ГЦТ превращения и границ антиферромагнитных доменов в мартенсите.

1.2 Упругие и неупругие эффекты при ГЦК-ГЦТ превращении

Все специальные свойства и структура сплавов Мп-Си обусловлены протеканием ГЦК-ГЦТ фазового перехода, близкому к термоупругому мартенситному превращению. Для изучения характера и параметров мартенситного превращения используют различные металлофизические методы, в число которых входит и механическая спектроскопия. С помощью измерений температурных зависимостей внутреннего трения и модуля упругости устанавливают характер мартенситного превращения, температуры начала и конца прямого и обратного перехода, а также определяют величину упругих и неупругих (демпфирующих) свойств непосредственно в интервале температур МП.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Клюева, Екатерина Сергеевна, 2018 год

Список цитируемой литературы

1. Винтайкин, Е. З., Литвин, Д. Ф., Удовенко, В. А. Тонкая кристаллическая структура в сплавах марганец-медь высокого демпфирования // ФММ. -1974. - Т. 37, - № 6. - С. 1228-1237.

2. Vitek, J., Warlimont, H. On a metastable miscibility gap in Mn-Cu alloys and the origin of high damping capacity (О метастабильной области расслоения в сплавах Mn-Cu и источнике их высокой демпфирующей способности) // Met. Sci. and Eng. - 1976. - № 4. - P. 7-13.

3. Проскурин, В. Б. Теплофизические исследования в металлах при распаде твердого раствора // Теплофизические свойства веществ. Труды VIII всероссийской конференции, Новосибирск. - 1989. - Ч. 2. - С. 18-33.

4. Матвеев, В. В., Ярославский, Г. Я., Чайковский, Б. С [и др.] Сплавы высокого демпфирования на медной основе. - Киев: Наукова думка, 1986. - 208 с.

5. Фавстов, Ю. К., Шульга, Ю. Н., Рахштадт, А. Г. Металловедение высокодемпфирующих сплавов. - М.: Металлургия, 1980. - 271 с.

6. Удовенко, В. А., Полякова, Н. А., Турмамбеков, Т. А. Структура и демпфирующие свойства ГЦК сплавов марганец-медь // ФММ. - 1991. -№ 11. - С. 142-149.

7. Удовенко, В. А., Полякова, Н. А., Турмамбеков, Т. А. [и др.] Стадийность процесса формирования мартенситной структуры и демпфирующих свойств при отжиге сплавов Mn-Cu // ФММ. - 1994. - Т. 77, - № 2. - С. 134-140.

8. Диаграммы состояния двойных металлических систем: Справочник: В 3 т.: Т. 2 / Под общ. ред. Н. П. Лякишева. - М.: Машиностроение, 1997. - 1024 с.

9. Alloy phase diagrams: ASM Handbook: Volume 3 - ASM International: The Materials Information Company, 1992. - 1762 p.

10. Ken'ichi Shimizu, Yoshinobu Okumura, Hiroshi Okubo Crystallographic and morphological studies on the FCC to FCT transformation in Mn-Cu alloys (Кристаллографические и морфологические исследования ГЦК-ГЦТ превращения в Mn-Cu сплавах) // Transactions of the Japan Institute of Metals. - 1982. - Vol. 23. - № 2. - Р. 53-59.

11. S. Shi, C. Liu, J.F. Wana [et al.] Thermodynamics of fcc-fct martensiitic transformation in Mn-X alloys (Термодинамика мартенситного ГЦК-ГЦТ

превращения в сплавах Mn-X) // Materials and Design. - 2016. - Vol. 92. - P. 960-970

12. T. Yamaoka, Antiferromagnetism in y-phase Mn-Ir alloys (Антиферромагнетизм в y-фазных сплавах системы Mn-Ir) // J. Phys. Soc. Jpn. - 1974. - Vol. 36. - P. 445-450.

13. N. Honda, Y. Tanji, Y. Nakagawa, Lattice distortion and elastic properties of antiferromagnetic y-Mn-Ni alloys (Искажение решетки и упругие свойства антиферромагнитных y-Mn-Ni сплавов) // J. Phys. Soc. Jpn. . - 1976. - Vol. 41. - P. 1931-1937.

14. F. Yin, Y. Ohsawa, K. Sasao, R. Umetsu, K. Fukamichi, A. Sakuma, Lattice distortions and phase diagram of antiferromagnetic y-MnIr disorderedalloy system (Искажения решетки и фазовая диаграмма антиферромагнитных неупорядоченных сплавов системы y-MnIr) // J. Alloys Compd. - 2003. -Vol. 352. - P. 21-25.

15. Basinski Z. S., Christian J. W. The cubic-tetragonal transformation in manganese-copper alloys (ГЦК-ГЦТ превращение в марганцево-медных сплавах) // J. Inst. Metals. - 1951-1952. - Vol. 80. - № 12. - Р. 659-666.

16. Fuxing Yin, Yoshiaki Ohsawa, Akira Sato [et al.] Decomposition of high temperature yMn phase during continuous cooling and resultant damping behavior in Mn74.8Cu19.2Ni4.0Fe2.0 and Mn72.4Cu20.0Ni5.6Fe2.0 alloys (Распад высоко температурной y^-фазы при непрерывном охлаждении и получающиеся в результате демпфирующие свойства в сплавах Mn74.8Cu19.2Ni4.0Fe2.0 и Mn72.4Cu2o.oNi5.6Fe2.o) // Materials Transations, JIM. - 1998. - Vol. 39. - № 8. -Р. 841-848.

17. Fuxing Yin, Takuya Sakaguchi, Qingchao Tian [et al.] The twinning microstructure and damping behavior in Mn-30Cu (at.%) alloy (Двойниковая микроструктура и демпфирующие свойства в сплава Mn-30 ат. % Cu) // Materials Transactions. - 2005. - Vol. 46. - № 10. - P. 2164-2168.

18. Сугимото, К., Мидзутани, К Изменение внутреннего трения и модуля упругости при старении виброзащитных сплавов типа марганец-медь и марганец-медь-никель // Нихон киндзоку гаккай ск. - 1975. - № 5. - С. 503511.

19. Yiting, W., Cunyi, X., Hui, C. Low-frequency internal friction of As-cast manganese-copper alloys (Низкочастотное внутреннее трение литых Mn-Cu сплавов) // Journal de physique. - 1985. - № 10. - Р. 413-416.

20. Максимов, Ю. Ф., Новиков, И. И., Проскурин, В. Б. Влияние естественного старения на внутреннее трение металлокерамического медно-марганцевого сплава // Металлы. - 1986. - № 6. - С. 156-159

21. Ke, T. S., Wang, L. T., Yi, H. C. Internal friction in manganese-copper and manganese-copper-aluminium alloys (Внутреннее трение в сплавах Mn-Cu и Mn-Cu-Al) // Journal de physique. - 1987. - № 8. - Р. 559-565.

22. Виноградова, В. Л., Маркова, Г. В., Головин, С. А. Изучение фазового перехода в сплавах Mn-Cu-Me // Изв. ТулГУ. Сер. Материаловедение. Тула: - 2000. - Вып. 1. - С. 64-68.

23. Маркова, Г. В. Внутреннее трение в области температур магнитоструктурного превращения в высокомарганцевых сплавах системы Mn-Cu // МиТОМ. - 2002. - № 6. - С. 22-27.

24. Markova, G. V. Internal friction during in martensitic transformation in high manganese Mn-Cu alloys (Внутреннее трение при мартенситном превращении в высокомарганцевых сплавах системы Mn-Cu) // Mat. Sci. and Eng. - 2004. -A. 370. - P. 473-476.

25. Qingchao Tiana, Fuxing Yina, Takuya Sakaguchic, Kotobu Nagaia Internal friction behavior of the reverse martensitic transformation in deformed Mn-Cu alloy (Поведение внутреннего трения при обратном мартенситном превращении в деформированном Mn-Cu сплаве) // Materials Science and Engineering A. - 2006. - 438-440. P. 374- 378.

26. Genlian Fan, Yumei Zhou, Kazuhiro Otsuka [et al.] On the internal friction due to the twin boundary-H interaction in martensite (Внутреннее трение, обусловленном взаимодействием границ двойников и водорода в мартенситe) // Proceedings of the International Conference on Martensitic Transformations (IC0MAT-08). - 2009, Wiley, TMS. P. 435-444.

27. Fuxing Yin, Takuya Sakaguchi, Yong Zhong [et al.] EBSD characterization of the twinning microstructure (EBSD характеристика двойниковой микроструктуры) // Materials Transactions. - 2007. - Vol. 48. - № 8. - Р. 2049-2055.

28. Cowlam, N., Shamah, A. M. A diffraction study of y-Mn-Cu alloys (Изучение дифракции y-Mn-Cu сплавов) // J. Phys.: Met. Phys. - 1981. - 11. P. 27-43.

29. Цапин, А. И., Черенков, В. А. О магнитных переходах в сплавах медь-марганец // ФММ. - 1986. - Т. 61, - № 3. - С. 615-616.

30. Черенков, В. А., Цапин, А. И., Наумов, С. Б. Кинетика мартенситного превращения в немагнитных медно-марганцевых сплавах // ФММ. - 1987. -Т. 64, - № 2. - С. 612-613.

31. Барсов, С. Г., Воробьев, С. И., Коптев, В. П. [и др.] Исследование магнитных свойств гомогенных медно-марганцевых сплавов // Физика твердого тела. -2007. - Т. 49. - Вып. 9. - С. 1660-1663.

32. Yorihiko Tsunoda, Nriji Oishi, Noduhiko Kunitomi Elastic moduli of y-MnCu alloys (Модуль упругости сплавов y-MnCu) // Journal of the Physical Society of Japan. - 1984. - Vol. 53. - № 1. - Р. 359-364.

33. Удовенко, В. А., Маркова, Г. В., Ростовцев, Р. Н. Сплавы системы Mn-Cu. Структура и свойства: Монография. - Тула: Гриф и К, 2005. - 152 с.

34. Винтайкин, Е. З., Удовенко, В. А., Литвин, Д. Ф. [и др.] Константы упругости сплавов марганец-медь // ФММ. - 1980. - Т. 49, - № 4. - С. 883-885.

35. Street, R. Magnetic properties of manganese copper alloys (Магнитные свойства сплавов марганц-медь) // J. Appl. Phys. - 1960. - Vol. 31. - P 310-318.

36. Warlimont, H. Zin bedeutung des gefüges hochdämpfender legierungen (О значении структуры сплавов с большим внутренним трением) // Radex Rundschan. - 1981. - № 1-2. - P. 108-114.

37. Барсов, С. Г., Беляев, С. П., Геталов, А. Л. [и др.] Механическое поведение, структурное и магнитное превращения в марганцемедном сплаве // Журнал технической физики. - 1996. - Т. 66. - Вып. 11. - С. 62-71.

38. Винтайкин, Е. З., Удовенко, В. А., Дмитриев, В. Б. [и др.] Метастабильные фазовые равновесия в системе Mn-Cu // Проблемы металловедения и физики металлов. М.: Металлургия. - 1975. - № 3. - С. 48-54.

39. Винтайкин, Е. З., Дмитриев, В. Б., Удовенко, В. А. Спинодальный распад в сплавах марганец-медь // ФММ. - 1978. - Т. 46, - № 4. - С. 790-795.

40. Удовенко, В. А. Основные закономерности формирования кристаллической и магнитной структуры в сплавах на основе y-Mn. Дисс... д.ф.н-к / Москва.1985.-357с.

41. Wang, C. P., Liu, X. J., Ohnuma, I. [et al.] Thermodynamic assessments of the Cu-Mn-X (X: Fe, Co) systems (Термодинамические оценки систем Cu-Mn-X (X: Fe Co)) // Journal of Alloys and Compounds. - 2007. - Vol. 438. - P. 129-141.

42. Campbell, S. J., Wells, P. Neutron scattering from MnCu alloys near the critical composition: effects of stress and aging (Рассеяние нейтронов сплавов MnCu вблизи критического состава: эффект деформации (напряжения) и старения) // J. Phys. F: Metal Phys. - 1978. - Vol. 8. - № 17. - Р. 2593-2608.

43. Попова, Е. Е., Кобылкин, А. Н. Элинварные свойства антиферромагнитных сплавов Mn-Cu и Mn-Cu-Ni // Структура и свойства, термическая обработка стали и сплавов. Сб. трудов МВТУ. - 1980. - № 338 - С. 67-75.

44. Проскурин, В. Б. Теплофизические исследования в металлах при распаде твердого раствора // Теплофизические свойства веществ. Труды VIII всесоюзной конференции. - 1989. - № 338 - С. 18-33.

45. Fuxing Yin, Yoshiaki Ohsawa, Akira Sato [et al.] Decomposition behavior of the yMn solid solution in a Mn-20Cu-8Ni-2Fe (at %) alloy studied a magnetic measurement (Поведение распада yMn твердого раствора в сплаве Mn-20Cu-8Ni-2Fe (ат. %) изучали магнитными измерениями) // Materials Transations, JIM. - 1999. - Vol. 40. - № 5. - Р. 451-454.

46. Morii Y., Caulin B. D., Spooner S. The kinetics of spinodal decomposition in Mn67Cu33 (Кинетика спинодального распада в сплаве Mn67Cu33) // Dyn. Order Process. Condens. Matter.: Proc. Ant. Symp., Kyoto, Aug. 27-30. - 1987 - P. 239244.

47. Fuxing Yin, Yoshiaki Ohsawa, Akira Sato [et al.] Phase decomposition of the y phase in a Mn-30 at.% Cu alloy during aging (Фазовый распад y фазы в сплаве Mn-30 ат.% Cu в процессе старения) // Acta Materialia. - 2000. - Vol. 48. -№ 6. - P. 1273-1282.

48. Jankowska-Kisielinska, J., Swiderska, K., Mikke, K. Structure and short range order of two phases in the single domain Mn0.75Cu0.25 alloy after spinodal decomposition (Структура и ближний порядок двух фаз в одном домене

сплава Mn0.75Cu0.25 после спинодального распада) // Acta Physica Polonica A. -2010. - Vol. 117. - № 4. - P. 583-585.

49. Скрипов, В. П., Скрипов, А. В. Спинодальный распад (Фазовый переход с участием неустойчивых состояний) // Успехи физических наук. - 1979. Т. 128, № 2. С. 193 - 231.

50. Fan, Danan., Chen, Long-Qing Possibility of spinodal decomposition in ZrO2-Y2O3 alloys: A Theoretical investigation (Возможность спинодального распада в сплавах ZrO2-Y2O3: Теоретическое исследование) // J. Am. Ceram. Soc. -1995. - Vol. 78. - № 6. - P. 1680-1686.

51. Miller, M. K., Hyde, J. M., Hetherington, M. G. [et al.] Spinodal decomposition in an Fe-Cr alloys experimental study at the atomic level and comparison with computer models - I. Introduction and methodology (Экспериментальные исследования на атомном уровне спинодального распада в сплавах Fe-Cr и сравнение с компьютерными моделями - I. Введение и методология) // Acta Metall. Mater. - 1995. - Vol. 43. - № 9. - Р. 3385-3401.

52. Xiaobing, R., Xiaotian, W., Tadaki, T. [et al.] Theoretical study of coexistence of ordering and spinodal decomposition (Теоретическое исследование сосуществования упорядочения и спинодального распада) // Science in China (Seriec E). - 1996. - Vol. 39. - № 4. - Р. 412-423.

53. Дидье де Фонтейн Получение мелких когерентных выделений по механизму спинодального распада // Сверхмелкое зерно в металлах. - М.: Металлургия, 1973. С 101 - 135.

54. Устиновщиков, Ю. И., Пушкарев, Б. Е. Упорядочение, расслоение и фазовые превращения в сплавах Fe-M // Успехи физических наук. - 2006. Т. 176, № 6. С. 611-621

55. Soriano-Vargas, O., Avila-Davila, E. O., Lopez-Hirata, V. M.[et al.] Spinodal decomposition in an Fe-32 at % Cr alloy during isothermal aging (Спинодальный распад в сплаве Fe-32 % Cr при изотермическом старении) // Materials Transactions. - 2009. -Vol. 50. - № 7. - P. 1753-1757.

56. Васильев, Л. С., Ломаев, С. Л. Зависимость положения спинодали расслоения твердых растворов от интенсивности деформационного взаимодействия примеси // Вестник Удмуртского университета. - 2009. - № 1. - С. 3-10.

57. Васильев, Л. С., Ломаев, С. Л. Периодическое распределение примеси в высокотемпературной фазе твердых растворов в области под равновесной спинодалью // Вестник ТГУ. - 2010. - Т. 15. - № 3. - С. 914-915.

58. Васильев, Л. С., Ломаев, С. Л. Особенности кинетики образования метастабильных К-структур при спинодальном распаде // Материаловедение. - 2012. - № 4. - С. 19-23.

59. Физическое металловедение: В 3-х т., перераб. и доп. / Под ред. Кана, Р. У., Хаазена, П. Т. // Т. 2: Фазовые превращения в металлах и сплавах и сплавы с особыми физическими свойствами: Пер. с англ. - М.: Металлургия, 1987. -624 с.

60. Хачатурян, А. Г. Теория фазовых превращений и структура твердых растворов. - М.: Наука, 1974. - 384 с.

61. Рахштадт, А. Г., Фавстов, Ю. К., Кочеткова, Л. П. Структурные превращения в марганцевомедных сплавах с высокой демпфирующей способностью // МиТОМ. - 1973. - № 2. - С. 19-23.

62. Гусева, Л. Н., Долинская, Л. К., Скурихин, М. Н. Старение сплава ^+72 % Mn, легированного никелем, железом и алюминием // Металлы. -1984. - № 6. - С. 138-142.

63. Гусева, Л. Н., Долинская, Л. К., Скурихин, М. Н. Факторы, влияющие на структурные превращения в дополнительно легированном сплаве ^+72 % Mn // Металлы. - 1986. - № 1. - С. 138-142.

64. Кондратенко, Л. К., Гусева, Л. Н., Распад метастабильного раствора ^+75 % Mn // Металлы. - 1987. - № 5. - С. 163-168.

65. Меньшиков, А. З., Фавстов, Ю. К., Кочеткова, Л. П. [и др.] Структурные превращения при отпуске в марганцевомедных сплавах высокого демпфирования // ФММ. - 1975. - Т. 39, - № 4. - С. 793-800.

66. Сизов, Р. А., Новиков, И. И., Проскурин, В. Б. Механизм распада у-твердого раствора при отпуске металлокерамического демпфирующего сплава Mn-Cu // Металлы. - 1985. - № 5. - С. 115-117

67. Попова, Е. Е., Спектор, Э. Н. Особенности формирования метастабильных структур в сплавах системы Mn-Cu // МиТОМ. - 1985. - № 4. - С. 39-41.

68. Бичинашвили, А. И., Винтайкин, Е. З., Литвин, Д. Ф. [и др.] Рентгеновское исследование ГЦК^ГЦТ превращения в сплавах марганец-медь // ФММ. -1976. - Т. 41, - № 1. - С. 130-136.

69. Удовенко, В. А., Винтайкин, Е. З., Дмитриев, В. Б. [и др.] Механизм формирования демпфирующих свойств сплавов у-Мп-Си с ГЦТ структурой // ФММ. - 1990. - № 11. - С. 128-134.

70. Блантер, М. С., Головин, И. С., Головин, С. А. [и др.] Механическая спектроскопия металлических материалов - М.: МИА, 1994. - 256 с.

71. Головин, И. С. Внутреннее трение и механическая спектроскопия металлических материалов - М.: Изд. Дом МИСиС, 2012. - 247 с.

72. Кондратьев, В. В., Пушин, В. Г. Предмартенситные состояния в металлах, их сплавах и соединениях: эксперимнтальные результаты, модели, структуры, классификация // ФММ. - 1985. - Т. 60. - № 5. - С. 629-650.

73. Винтайкин, Е. З., Удовенко, В. А. Предмартенситная неустойчивостьв сплавах Мп-Си (краткое сообщение) // ФММ. - 1981. - Т. 51, - № 5. -С. 1081-1084.

74. Демин, С. А. Особенности предмартенситных явлений в системе Мп-Си (краткое сообщение) // ФММ. - 1989. - Т. 67, - № 4. - С. 775-781.

75. Маркова, Г. В., Виноградова, В. Л., Назарова, Е. В., Каннуникова, И. Ю. // Изв. ТулГУ. Сер. Материаловедение. Тула: - 2004. - Вып. 5. - С. 56-60.

76. Федотова, Н. Л., Чудаков, И. Б., Кормс, И. А. [и др.] Получение биметалла с высокими демпфирующими свойствами // Металлург. - 2017. - №1. - С. 8389.

77. Лахтин Ю. М., Леонтьева В. П. Материаловедение. - М.: Машиностроение, 1990. - 493 с.

78. Кочеткова, Л. П., Фавстов, Ю. К. Физико-механические свойства конструкционных марганцево-медных сплавов // МиТОМ. - 1976. - № 2. -С. 39-42.

79. Бащенко, Г. А. Влияние легирования на выделение охрупчивающих фаз при старении сплавов системы Мп-Си // МиТОМ. - 1999. - № 11. - С. 36-39.

80. Наумов, С. Б., Немировский, В. В., Розенберг, В. М.Стабильность демпфирования марганцевомедных сплавов // Цветные металлы. - 1984. - № 10. - С. 66-67.

81. Винтайкин, Е. З., Дмитриев, В. Б., Удовенко, В. А. Антиферромагнетизм в гетерогенных сплавах марганец - медь // ФММ.- 1977.- Т.44.- Вып.5.

82. Винтайкин, Е. З., Удовенко, В. А., Литвин, Д.Ф. [и др.] Эффект памяти формы в антиферромагнитных сплавах у-марганца // Изв. Вузов: Физика -1985.- № 5. - С. 105-117.

83. Винтайкин, Е. З., Носова, Г. И. Обратимый эффект памяти формы в сплавах системы Mn - ^ // МиТОМ. - 1996. - № 9. - С. 34-37.

84. Винтайкин, Е. З., Носова, Г. И. Плахтий, В. Д. Влияние прочностных свойств сплавов марганец - медь, обладающих обратимой памятью формы на их термодеформационные характеристики // ФММ.- 1997.- Т. 84.- С. 16166.

85. Винтайкин, Е. З., Удовенко, Е. А., Литвин, Д. Ф. Обратимое изменение формы тела при прямом и обратном мартенситном превращении в сплавах марганец - медь // ДАН СССР.- 1975.- Т. 222.- № 2.- С. 322-325.

86. Бащенко, Г. А., Винтайкин, Е. З. Влияние никеля на расслоение и мартенситное превращение в сплавах Mn - - ФММ.- 1993.- 75.- вып. 1.-С. 106-110.

87. Бащенко, Г. А., Винтайкин, Е. З. Влияние хрома и никеля на расслоение и мартенситное превращение в сплавах Mn - ^ // ФММ. - 1993.- Т.75.-Вып. 1.- С. 106-110.

88. Ларин В. К., Кравченко, М. А. Развитие сплавов с эффектом запоминания формы // Цв. Металлы. - 1990. - № 8. - С. 90-95.

89. Потапов, П. Л., Макушев, С. Ю., Дмитриев, В. Б. Влияние деформации и внешней нагрузки на характеристики обратимого эффекта памяти формы в сплаве 80Г15Д2Н3Х // МиТОМ. - 1997 г., - № 3. - С. 16-19.

90. Виноградова, В. Л., Маркова, Г. В., Пономарева, Е. И., Головин, С. А. Односторонний эффект памяти формы в сплавах Mn-Cu-Me (Me-Cr или №) // Тез. докл. третьего Всероссийского семинара «Нелинейные процессы и

проблемы самоорганизации в современном материаловедении». - Воронеж, 2000. - С. 57.

91. ГОСТ Р 8.585-2001 ГСИ. Термопары. Номинальные статические характаристики преобразования.

92. ГОСТ 9450 - 76 Измерение микротвердости вдавливанием алмазных наконечников.

93. Архангельский, С. И. Метрология в материаловедении. Часть 3: Методическое пособие /Тула: Тул. гос. ун-т, 2009. - 37 с.

94. Беккерт, М., Клемм, Х. Способы металлографического травления: Справ. изд. Пер. с нем. - М.: Металлургия, 1988. - 400 с.,

95. Коваленко B.C. Металлографические реактивы. - М.: Металлургия, 1973. -112 c.

96. Панченко, Е. В., Скаков, Ю. А., Кример, Б. И. [и др.] Лаборатория металлографии - М.: Металлургия, 1965. - 440 с.

97. Троицкий, И. В., Гончаров, С. С. Рентгенография и электронная микроскопия. Учебное пособие к выполнению лабораторных работ. - Тула: ТулГУ, 2004. -99 с.

98. Русаков, А. А. Рентгенография металлов. Учебник для вузов. М.: Атомиздат, 1977. - 480 с.

99. Ерохин, Л. И., Мокров, А. П., Гуров, К. П. Определение термодинамических характеристик в многокомпонентных системах из структурных данных. II. Расчет термодинамических коэффициентов в сплаве никель - рений -молибден // Журнал физической химии.-1993.- т.67.- №4. - С.658-660.

100. А. Гинье, перевод с франц.: Е.Н. Белова, С.С. Квитки, В.П. Тарасова. Рентгенография кристаллов // Физматгиз, М. (1961). 604 с.

101. Ерохин, Л. И., Гуров, К. П. Определение термодинамических характеристик расплава никель - германий из параметров ближнего порядка // Расплавы.-1993. - №4.- С. 3-7.

102. Головин, С. А., Архангельский, С. И. Универсальный вакуумный релаксатор // Проблемы прочности. - 1971. - № 5. - С. 120-124.

103. Криштал, М. А., Головин, С. А. Внутреннее трение и структура металлов. -М.: Металлургия, 1976. - 375 с.

104. Ильин, А. А. Механизм и кинетика превращений в титановых сплавах.- М.: Металлургия, 1994.-285 с.

105. Ильин, А. А., Коллеров, М. Ю., Головин, И. С., [и др.] Исследование механизмов формоизменения при деформации и нагреве титановых сплавов с эффектом запоминания формы // МиТОМ.- 1998.- №4.- С.12-16.

106. Блантер, М. С., Пигузов, Ю. В. Метод внутреннего трения в металловедческих исследованиях - М.: Металлургия, 1987.-190с.

107. J. San Juan, R. B. Perez-Saez, M. L. No, Internal Friction during martensitic transformation (Внутреннее трение при мартенситном превращении) // Bulletin of TSU Materials Science. - 2002. - № 3. - Р. 154-167.

108. Kustov, S., Van Humbeeck, J., De Batist, R. Pretransformation amplitude-dependent internal friction in CuAlNi single crystals undergoing martensitic transformation (Предмартенситное амплитудно-зависимое внутреннее трение в монокристаллах CuAlNi, претерпевающих мартенситное превращение) // Scripta Met. Mat. - 1995. - V. 33. - № 19. - Р.1401-1407.

109. Материалы с эффектом памяти формы: Справ. изд. /Под. ред. Лихачева В.А. - Т.1-4.-СП6.: НИИХ СпбГУ, 1997 -1998.

110. Вьюненко, Ю. Н., Лихачев, В. А. Внутреннее трение в сплавах на основе CuMn // Проблемы прочности. - 1985.-№ 5. - С. 59-62.

111. K. Osaka, T. Takama X-ray study of the short-range order structure in Cu-24.3 at.%Mn alloy (Рентгеновское исследование структуры ближнего порядка в сплаве Cu-24,3 ат. % Mn) //Acta Materialia. - 2002. - Vol. 50. - Р. 1289-1296.

112. Кацнельсон А. А. Ближний порядок в твердых растворах металлов СОЖ Физика - 1999 - №11 - c. 110-116.

113. Иверенова., А. А., Кацнельсон, А. А. Ближний порядок в твердых растворах. -М.: «Наука», 1977. - 256 с.

114. Коломиец, И. Д., Смирнов, А. А Теория остаточного электросопротивления бинарного неупорядоченного сплава спериодически изменяющимся составом I // ФММ. - 1962. - Т. 14. Вып. 1, С. 3-9.

115. V. M. Lopes Hirata, K.-I. Hirano A study of spinodal decomposition in Ni-30 at % Cu and Cu-46 at % Ni-4 at % Fe alloys using electrical resistivity measurements// Journal of material science. - 1996. - № 31. Р. 1703-1706.

116. Волынова Т. Ф. Высокомарганцовистые стали и сплавы. - М.: Металлургия, 1988. - 343 с.

117. Кристиан Дж. Теория превращений в металлах и сплавах: [В 2-х ч.] / Часть 1. Термодинамика и общая кинетическая теория. Пер. с англ. А. Я. Беленького и Д. Е. Темкина; Под ред. А. Л. Ройтбурда. - М.: Мир, 1878.

118. Казакова, Н. А., Андреева, Ю. Э., Клюева. Е. С., Маркова, Г. В. Спектральные методы исследования магното-структурного превращения в высокомарганцевых сплавах системы Мп-Си // Сб. трудов международной научной школы для молодежи «Современная нейтронография: от перспективных материалов к нанотехнологиям» - Дубна: Изд-во Объединенного института ядерных исследований, 2011. - С.17-19.

119. Маркова, Г. В., Лабзова, Л. В., Клюева, Е. С. Внутреннее трение в сплавах с эффектом памяти формы. // МиТОМ. - 2012. - № 6. - С. 7 - 11.

120. Маркова, Г. В, Клюева, Е. С., Казакова, Н. А. Влияние частоты и сдвиговой деформации на спектр внутреннего трения сплава Мп45Си55 // Матерiали IV Мiжнародноl науково-практично! конференци «Структурна релаксащя у твердих тшах. Збiрник наукових праць» - Вшниця: ТОВ «Фiрма Планер», 2012. С. 37-39.

121. Клюева, Е. С. Изменение внутреннего трения при спинодальном расслоении в сплаве Мп-25 % Си // Сб. научных трудов XIII Международной научно-технической уральской школы семинара молодых ученых-металловедов. -Екатеринбург: УрФУ, 2012. - С. 84-86.

122. Клюева, Е. С. Исследование спинодального распада в сплаве Г75Д25-МП // Сб. докладов VI Молодежной научно-практической конференции Тульского государственного университета «Молодежные инновации» - Тула: Изд-во ТулГУ, 2012. С. 142-143.

123. Клюева, Е. С., Маркова, Г. В. Кинетика выделения а-Мп при старении сплава Г75Д25-МП // Материалы XXI Уральской школы материаловедов-термистов. - Магнитогорск: Изд-во Магнитогорск. гос. техн. ун-та им Г. И. Носова, 2012. - С. 247-248.

124. Казакова, Н. А., Клюева, Е. С. Внутренние трение в высокомарганцевом сплаве Г75Д25 системы Mn-Cu // Доклады статей VII Магистерской научно-технической конференции - Тула: Изд-во ТулГУ, 2012. С. 105-106.

125. Клюева, Е. С., Казакова, Н. А. Влияние термической обработки на спектр внутреннего трения сплавов системы Mn-Cu с 45 и 75 % Mn // Доклады статей VII Магистерской научно-технической конференции - Тула: Изд-во ТулГУ, 2012. С. 106-107.

126. Гуридова, Н. А., Клюева, Е. С. Спектр внутреннего трения сплава Mn75Cu27 при старении в области спинодального расслоения // Сб. докладов VII Молодежной научно-практической конференции Тульского государственного университета «Молодежные инновации» - Тула: Изд-во ТулГУ, 2013. С. 142-143.

127. Markova, G. V., Klyueva, E. S. Internal friction during reverse martensitic transformation in Mn-Cu alloy with 45 % Mn. // Materials Science Forum Vols. 738-739, (2013), pp. 183-186.

128. Маркова, Г В., Клюева, Е. С., Гуридова, Н. А. Формирование наноструктур при спинодальном расслоении сплава Mn75Cu25 // Ежемесячный научный журнал «Prospero». - 2014. - № 2. - С. 82 - 85.

129. Клюева, Е. С., Маркова, Г. В, Гончаров, С. С. Изучение кинетики старения сплава 40Mn60Cu методами механической спектроскопии // Матерiали V Мiжнародноl науково-практично! конференцп «Структурна релаксащя у твердих тшах. Збiрник наукових праць» - Вшниця : ТОВ «Фiрма Планер», 2015. - С. 50-51.

130. G. V. Markova, D. M. Levin, S. Е. Kazharskaya, E. S. Klyueva, G. М. Tateladze, E. А. Bannikova, I. K. Popovichenko The effect of spinodal decomposition on martensitic transformation and shape memory effect in Mn-Cu alloys // Materials Today: Proceedings, Vol. 2S3, (2015), pp. S841-S844.

131. Клюева, Е. С., Маркова, Г. В., Гайнулов, А. С. Распад у - твердого раствора сплава 36Mn64Cu при старении // // Моделирование структур, строение вещества, нанотехнологии: Сб. материалов III Междунар. науч. конф. - Тула: Изд-во Тул. гос пед. ун-та им. Л.Н. Толстого, 2016. - С. 113-117

132. Маркова, Г.В., Клюева, Е.С., Гринберг, Е.М., Гончаров, С.С. К вопросу о последовательности стадий спинодального распада сплава 75Mn25Cu // Известия ТулГУ. Технические науки. Вып. 11. Ч. 2. - Тула: Изд-во ТулГУ,

2016. - С. 166-174.

133. Клюева, Е. С. Формирование неоднородной структуры при спинодальном распаде сплавов системы Mn-Cu // Наука и технологии. Том 3. Материалы XXXVII Всероссийской конференции, посвященной 70-летию Государственного ракетного центра им. Академика В.П. Макеева. - М.: РАН,

2017. - С.135-146.

134. Головин С. А. Механическая спектроскопия и демпфирующая способность металлов и сплавов. - Тула: ТулГУ, 2006. 76 с.

135. Турмамбеков, Т. А., Саидахметов, П. А., Шектибаев, Н. А. [и др.] Магнитомеханическая диссипация энергии упругих колебаний в сплавах MnCu с содержанием Mn меньше 50 % // Вестник ТГПУ (Т8Ри Bulletin). -2013. - Т. 129, - № 1. - С. 180-183.

136. Клюева Е. С. Демпфирующая способность сплава Г45Д55 // Сб. докладов VII Молодежной научно-практической конференции Тульского государственного университета «Молодежные инновации» - Тула: Изд-во ТулГУ, 2013. - С. 142-143.

137. Клюева, Е. С. Влияние величины предварительной деформации на характеристики эффекта памяти формы сплавов системы Mn-Cu с 45 и 75 масс. % Mn. / XL ГАГАРИНСКИЕ ЧТЕНИЯ. Научные труды Международной молодёжной научной конференции в 9 томах. Москва, 7-11 апреля 2014 г. М.: МАТИ, 2014. Т.1. - С.66-68.

138. Лабзова, Л. В., Клюева, Е. С. Особенности механизма проявления эффекта памяти формы в славах содержащих Mn // Сб. трудов VII-ой Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур» -ПРОСТ 2014 - М.: ПОЧЕРК МАСТЕРА, 2014. - С. 124.

139. Клюева Е. С. Амплитудные зависимости внутреннего трения сплава 40Mn60Cu после старения // Сборник материалов и докладов XVI Международной научно-технической уральской школы-семинара

металловедов-молодых ученых (Екатеринбург, 7-11 декабря 2015 г.) В 2 ч. Ч. 2. - Екатеринбург: УрФУ, 2015. - С. 112-114.

140. G. V. Markova, D. M. Levin, S. Е. Kazharskaya, E. S. Klyueva, G. М. Tateladze, E. А. Bannikova, I. K. Popovichenko The effect of spinodal decomposition on martensitic transformation and shape memory effect in Mn-Cu alloys // Materials Today: Proceedings, Vol. 2S3, (2015), pp. S841-S844.

141. Клюева Е. С., Маркова Г. В. Гайнулов А. С. Изменение свойств сплавов системы Mn-Cu при вылеживании // Многомасштабное моделирование структур, строение вещества, наноматериалы и нанотехгнологии: Сб. материалов IV междунар. конф. / Под общ. Ред. В.А. Панина. - Тула: Изд-во Тул. Гос. Пед ун-та им Л.Н. Толстого, 2017. - С.15-20.

142. Пат. 2639751 Российская Федерация, МПК 7 C22F 1/16 (2006.01). Способ термообработки листов из сплавов системы Mn-Cu / Маркова Г. В., Клюева Е. С.; заявитель и патентообладатель Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Тульский государственный университет" (ТулГУ). - № 2016129864; заявл. 20.07.2016; опубл. 22.12.2017, Бюл. № 36. - 5 с.

143. Клюева Е. С., Маркова Г. В. Неупругие свойства сплавов системы Mn-Cu // XXIII Петербургские чтения по проблемам прочности, посвященные 100-летию ФТИ им. А. Ф. Иоффе и 100-летию со дня рождения чл.-кор. АН СССР А. В. Степанова: сб. материалов. - СПб.: Изд-во ВВМ, 2018. - С. 309.