Композиционные материалы TiC-TiNi с микроградиентной структурно-неустойчивой матрицей тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.09, кандидат наук Рудай, Владимир Владимирович

• Рудай, Владимир Владимирович
• кандидат наук
• 2014

Оглавление диссертации кандидат наук Рудай, Владимир Владимирович

СОДЕРЖАНИЕ

ч стр.

ВВЕДЕНИЕ

1 ПОЛУЧЕНИЕ ТВЕРДЫХ СПЛАВОВ, ИХ СТРУКТУРА И ПРОЧНОСТНЫЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ

1.1 Композиционные материалы

1.2 Твердые сплавы, их структура и механические характеристики

1.3 Композиционные материалы с матрицей на основе никелида титана

1.4 Никелид титана и его свойства

2. ПОСТАНОВКА ЗАДАЧИ. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЙ

2.1 Постановка задачи

2.2 Материалы и методика исследований

3. СТРУКТУРА КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ ТЮ-Т1№(Ре)

3.1 Фазовый состав пористых каркасов

3.2 Фазовый состав композиционного материала

3.3 Влияние легирования железом на температуры мартенситного превращения матрицы композиционного материала

4. МИКРОСТРУКТУРА И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ ТЮ-Т1№(Ре)

4.1 Микроискажения в композиционном материале ТЮ-ТО^Ре)

4.2 Механические свойства каркасов

4.3 Механические свойства композиционных материалов

4.4 Микроструктура композиционных материалов Т1С-Т1№(Ре)

5. ВОЗМОЖНОСТЬ ПРАКТИЧЕСКОГО ПРИМЕНЕНИЯ ПОЛУЧЕННЫХ РЕЗУЛЬТАТОВ

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

138

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Композиционные материалы TiC-TiNi с микроградиентной структурно-неустойчивой матрицей»

Бведение

Разработка материалов, обладающих по сравнению с традиционно применяемыми, повышенными физико-механическими свойствами, в том числе композиционных материалов (КМ), является актуальной проблемой физики конденсированного состояния. В данном направлении представляют интерес композиты с дисперсными твердыми частицами в металлической связующей матрице - твердые сплавы [1]. Такие системы нашли широкое применение в качестве конструкционных и инструментальных материалов.

В этих композитах дисперсные частицы увеличивают прочность и твердость, способствуют увеличению предела текучести, а относительно мягкая матрица придает материалу некоторую долю пластичности и вязкости. Наиболее распространенными и используемыми представителями твердых сплавов являются вольфрамокобальтовые системы (ВК). Однако в настоящее время потребность в инструментальных материалах и деталях не может удовлетвориться за счет применения вольфрамсодержащих твердых сплавов в связи с ограниченностью сырьевых запасов вольфрама и кобальта. Имеющиеся промышленные безвольфрамовые твердые сплавы ТН, ТНМ, КНТ, КХН, КТС уступают сплавам типа ВК, ТТК по прочности, твердости, пластичности и имеют ограниченную область применения.

Наряду с совершенствованием структуры и устранением дефектов в виде пор и микротрещин, основным методом улучшения механических характеристик является применение наиболее пластичных металлов в качестве связующей фазы.

Однако применяемые в твердых сплавах связки не обладают достаточной релаксационной способностью, необходимой для эффективного уменьшения внутренних напряжений, возникающих при нагружении твердых сплавов с гетерогенной структурой. Основным механизмом

деформации связующей фазы в традиционных твердых сплавах является дислокационное скольжение. В случае малых межчастичных прослоек данный механизм неэффективен вследствие стесненности пластической деформации и затруднения движения дислокаций. Поэтому связующая фаза в достаточной мере не обеспечивает передачу нагрузки на упрочняющие твердые частицы. Материал в данном случае разрушается с очень низкой пластичностью. Такой характер деформации часто сопровождается преждевременным разрушением материала.

В этой связи традиционные подходы, ведущие к повышению пластичности твердых сплавов путем разрушения каркасного строения, измельчения зерна карбидов, использования пластичных карбидов, все-таки не позволили создать прочные, вязкие композиционные материалы.

В подобных условиях эффективным механизмом релаксации пиковых напряжений может быть формоизменение материала связки под нагрузкой за счет изменения кристаллической структуры при фазовом переходе. Одним из таких материалов является никелид титана, обладающий уникальными свойствами - эффектом памяти формы и эффектом сверхэластичности, при которых реализуется возможность значительного неупругого деформирования и последующего полного восстановления накопленной неупругой деформации [2]. Благодаря данным эффектам никелид титана находит широкое применение в технике и медицине.

В работах [3-5] исследован механизм повышения пластичности матрицы композиционных материалов ТЮ-ТП\П за счёт реализации в ней структурного перехода мартенситного типа. При стеснённости пластического сдвига в малых объемах тонких межчастичных прослоек матрицы, этот механизм создает условия эффективной релаксации пиковых напряжений, возникающих при нагружении композиционных материалов.

Исследования процессов деформации и разрушения композитов ТлС-вблизи температуры структурного перехода показали, что деформация связующего сплава на основе никелида титана в процессе потери кристаллической решёткой сдвиговой устойчивости сопровождается изменением его структурного состояния, что приводит к релаксации полей внутренних напряжений за счет направленного роста и аккомодации доменов мартенсита. В результате, значительно повышаются прочностные свойства композиционного материала.

Такой механизм релаксации пиковых напряжений в композиционном материале проявляется только в узком температурном интервале, вблизи температур фазового перехода и в ограниченном диапазоне внешних напряжений. Расширить диапазон температур и напряжений, при которых возможно осуществление структурно-фазового перехода в матрице композиционного материала под воздействием внешней нагрузки можно, создав градиентную по химическому составу матрицу, в которой микрообъёмы, заключенные между твердыми частицами, могли бы испытывать структурный переход при разных температурах и напряжениях. При макроскопическом рассмотрении такой материал обладает широким температурным интервалом мартенситного превращения, однако, складывается он из совокупности превращений в отдельных микрообластях.

Как известно [6,7], управлять параметрами структурного перехода, а именно - мартенситного превращения (МП), такими как температура и последовательность МП, можно посредством направленного легирования никелида титана.

Так, введение атомов железа или кобальта в исходную В2 структуру сплавов Т1№ приводит к ее стабилизации по отношению к мартенситному превращению в В19' фазу и образованию промежуточной Я-фазы, которая под действием внешних напряжений или при понижении температуры также

превращается в мартенсит В19' [6,7]. Легирование сплавов на основе никелида титана палладием, платиной, золотом или цирконием наоборот приводит к повышению температур МП [8-10].

Введением в локальные области матрицы из никелида титана подобных элементов можно создавать градиент по концентрации этих элементов в В2 структуре матрицы и таким образом формировать в ней микрообъемы с различными температурными и силовыми параметрами МП. Это можно достичь с помощью методов порошковой металлургии. Например, получить пористый карбидный каркас, содержащий легирующий элемент и пропитать его расплавом интерметаллида.

Однако на данный момент практически нет исследований, посвященных изучению реализации механизма структурной неустойчивости в градиентной по составу матрице композиционного материала.

Все вышесказанное определило цель настоящей работы: изучить влияние градиентной по составу связующей фазы на физико-механические свойства твердого сплава ТлС-ТлМ.

Научная новизна работы.

Обнаружено, что по мере увеличения содержания железа в матрице твердого сплава ТлС-Тл№ температурный интервал мартенситного превращения матрицы расширяется и смещается в область низких температур. Это позволяет получить градиентную по составу матрицу, состоящую из микрообластей В2 структуры никелида титана с разными температурами МП.

Обоснован выбор легирующих элементов, для образования в матрице системы Т1С-И№ градиентной структуры, обладающей неустойчивостью.

Установлено, что градиентность по составу матрицы вызывает искажения кристаллической решетки в твердом сплаве ТЮ-ТО^Бе), и

способствует релаксации полей микронапряжений, что повышает прочностные характеристики твердого сплава.

Показано, что при комнатной температуре напряжение разрушения при изгибе и сжатии композиционных материалов увеличивается с ростом концентрации железа в матрице.

Практическая ценность результатов работы.

Получена возможность направленно изменять свойства композита TiC-TiNi изменяя параметры мартенситного превращения вследствие смещения характеристических температур в связующей фазе.

Проведенные исследования позволяют направленно варьировать механические характеристики твердого сплава TiC-TiNi(Fe) в требуемом температурном интервале применения материала.

Изучены и разработаны оптимальные технологические режимы, позволяющие получить твердый сплав TiC-TiNi(Fe) с высокими физико-механическими характеристиками в широком диапазоне температур.

Основные результаты диссертации опубликованы в работах [97,123,133].

Апробация работы. Основные результаты доложены на Международной конференции по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов (Томск, 23-28 августа 2004г.); 4-ой Всероссийской конференции молодых ученых «Физическая мезомеханика материалов» (Томск, 2001г.); Региональной научной конференции студентов, аспирантов, молодых ученых «Наука. Техника. Инновации» (Новосибирск, 2001г.); 8-ой Московской международной телекоммуникационной конференции молодых ученых и студентов "Молодежь и наука". Конференция проводилась заочно в телекоммуникационном режиме в Internet (Томск, 5 октября - 20 декабря 2004г.); Всероссийской научной конференции молодых ученых «Наука.

Технологии. Инновации» (Новосибирск, 2004г.); Всероссийской научно-технической конференции, посвященной 60-летию победы в Великой Отечественной Войне «Наука. Промышленность. Оборона» (Новосибирск, 2005г.); Всероссийской конференции молодых ученых «Физика и химия высокоэнергетических систем» (Томск, 2005г.).

Положения, выносимые на защиту:

1. Совокупность экспериментальных данных о структуре, фазовом составе и прочностных свойствах композиционного материала Т1С-Т1№(Ре), полученного при различных режимах спекания и пропитки.

2. В результате растворения железа в связующей фазе композита, образуется микроградиентная по составу матрица, состоящая из микрообъемов никелида титана с разными характеристическими температурами.

3. Микроградиентность по составу матрицы приводит к появлению микродеформации кристаллической решетки в объеме композиционного материала Т1С-Т1№(Ре) и способствует релаксации полей микронапряжений, что в совокупности увеличивает прочность материала.

Диссертационная работа состоит из введения, пяти разделов и заключения, списка литературы, включающего 139 наименований, имеет 47 рисунков, 12 таблиц, 150 страниц машинописного текста.

Во введении отмечается актуальность темы, научная новизна полученных результатов, практическая ценность работы и сформулированы основные положения, выносимые на защиту.

В первом разделе проведен литературный обзор по свойствам композиционных материалов, упрочненных частицами - твердых сплавов, методам их получения и структурным особенностям. Приведены достоинства и недостатки различных систем. Показано что связка, ее объемное

содержание и механизмы деформации вносят определяющее значение в повышение прочности композиционного материала. Далее рассматриваются сплавы со структурно-неустойчивой матрицей, их фазовый анализ, механические характеристики, особенности и параметры структурного перехода. Отмечено что релаксация пиковых напряжений за счет реализации мартенситного превращения в связке повышает пластичность композита, хорошо передает нагрузку на твердые частицы и значительно улучшает прочностные свойства КМ. Но акцентировано внимание на ограниченности температурной области проявления данных положительных тенденций. Обоснована необходимость расширить температурный интервал, в котором твердый сплав показывает высокие прочностные характеристики.

Во втором разделе сформулирована постановка задачи, дано обоснование выбора исследуемого материала, поставлены конкретные задачи исследования, приведены методики экспериментальных исследований.

В третем разделе исследован фазовый состав пористых карбидных каркасов и композиционного материала ТлС-ИМ^е), полученного после пропитки. Обнаружено что повышенная температура и длительное время пропитки приводят к обогащению связующей фазы никелем и образованию третьих фаз, что нежелательно. Установлено, что изменения параметров элементарных ячеек структуры В2 никелида титана вызваны растворением в матрице соединений на основе железа, а значит, имеет место градиентность по составу матрицы. Получены температурные зависимости электросопротивления, которые фиксируют расширение и смещение интервала реализации мартенситного превращения в связующей фазе твердого сплава ТлС-ИМ^е) с увеличением концентрации железа.

В четвертом разделе исследован уровень микродеформации в твердой и пластической фазах композита. Установлено, что микроискажения в структуре карбида обусловлены термическими напряжениями, а в матрице -

основная часть деформации кристаллической решетки вызвана изменением химического состава материала. Проанализирован предел прочности при трехточечном изгибе каркасов с добавками легирующих элементов. Получены зависимости прочностных свойств твердого сплава "ПС-Тл№(Те) от концентрации железа, режимов пропитки и объемного содержания матрицы. Определено влияние микродеформации и микронапряжений на макроструктуру композита. Проведены обсуждения оптических исследований микроструктуры композиционного материала Т1С-Т1№(Те) с разным содержанием связующей фазы.

В пятом разделе представлена информация о практическом применении полученных результатов исследования. Полученные экспериментальные данные позволяют использовать композиционный материал ТЮ-ТлТ^ЩРе) при изготовлении форсунок распылительных камер, пескоструйных установок, кондукторов для сверления отверстий в режущих инструментах, оснастки штампового инструмента, элементов рабочих билов в измельчительных установках.

Хочу отметить, что результаты данной работы помог мне получить к.ф.-м.н., ст.науч.сотр. НИУ ИФПМ Сивоха Владимир Петрович, которого, к сожалению, сейчас нет в живых, но моя благодарность ему останется всегда.

Отдельно выражаю искреннюю благодарность научному руководителю д.ф.-м.н., профессору Кулькову Сергею Николаевичу за отзывчивое руководство и помощь в работе.

1 Получение твердых сплавов, их структура и прочностные характеристики

1.1 Композиционные материалы

Композиционные материалы представляют собой сочетание с металлом различных компонент - металлов, карбидов, боридов, нитридов, интерметаллических соединений или вторых фаз, особым образом располагаемых внутри металлической матрицы [11]. Оптимизация свойств композита достигается за счет управления морфологией составляющих его элементов. Разнообразные возможности металлических и неметаллических материалов позволяют создать новый класс металлических сплавов с лучшими или особыми свойствами.

Сущность композитных материалов и их технологии получения состоит в возможности изменять свойства материалов путем введения в них необходимого количества твердых частиц, прочных жестких волокон или прослоек, определенным образом распределенных и ориентированных в матрице. Керамика и полимеры в сочетании с металлами представляют полный спектр свойств всех композиционных материалов [11].

В результате совмещения армирующих элементов и матрицы образуется комплекс свойств композиции, не только отражающий исходные характеристики его компонентов, но и содержащий свойства, которыми составляющие компоненты не обладают по отдельности. В частности, наличие границ раздела между армирующими элементами и матрицей существенно повышает трещиностойкость материала. В композициях, в отличие от однородных металлов, повышение статической прочности приводит не к снижению, а, как правило, к повышению характеристик вязкости разрушения [12].

Обычно композиционные материалы подразделяют на три основные группы (рисунок 1): 1) Волокнистые материалы, то есть материалы, состоящие из волокон одного компонента, распределенных в другом компоненте (матрице). 2) Дисперсные материалы, состоящие из частиц одного или более компонентов, распределенных в матрице. 3) Слоистые материалы, состоящие из двух или более слоев различных компонентов.

в

•Г. ■ .''• •'.'••.«. 4 Л •

Частицы

Рисунок 1 - Виды композиционных материалов [12].

Металлические композиционные материалы включают три основных класса: дисперсноупрочненные материалы, материалы, упрочненные частицами и металлы, армированные волокнами. Дисперсноупрочненные материалы - это металлы и сплавы, которые содержат равномерно распределенные частицы окислов или других соединений (нитридов, карбидов, боридов и т.д.) размером меньше 10° см. Если размер упрочняющих частиц больше 10~4 см., то это - материалы, упрочненные частицами (твердые сплавы). При нагружении дисперсноупрочненных материалов матрица несет основную нагрузку, а дисперсные частицы действуют как препятствия, задерживающие движение дислокаций. При нагружении материалов, упрочненных частицами, матрица должна обеспечивать передачу нагрузки на твердые частицы, которые также сдерживают распространение трещин [13].

Непр. волокна Короткие вопокна

Природа упрочняющего эффекта в КМ связана с использованием двух материалов с различными прочностью и модулем упругости. Если говорить об упрочняющей роли компонентов КМ, то в общем виде этот эффект следует связать с появлением в материале поверхности раздела фаз и пограничных слоев, примыкающих к ней. Именно более высокие характеристики материала пограничных слоев обеспечивают рост прочностных показателей композиционного материала. В композициях, упрочненных частицами, их содержание достигает значений - 40-50% и более. В такой системе реализация наиболее высоких показателей прочности достигается при условии хорошего контакта (смачивания) на поверхности раздела. Вместе с тем, возможность химического взаимодействия на поверхности и в пограничном слое, особенно в условиях эксплуатации, нежелательна, так как это может привести к утрате упрочняющего эффекта [14].

Степень дисперсного упрочнения зависит от размера, формы и модуля упругости твердых частиц, расстояния между ними и характера связи между частицами и матрицей. Основным преимуществом дисперсноупрочненных материалов и материалов, упрочненных частицами (твердые сплавы) являются значительно более высокие рабочие температуры, по сравнению с обычными сплавами на той же основе. Эти материалы характеризуются структурной стабильностью и высокой жаропрочностью при температурах до 0,9 Тпл. (Тпл - температура плавления матрицы) [15].

Нас интересуют металлические композиционные материалы, а именно - материалы, упрочненные частицами (твердые сплавы). Такие материалы получают в основном методами порошковой металлургии, включающими приготовление порошков или порошковых смесей, их последующее прессование, спекание и механическую обработку.

Порошковая металлургия - область техники, охватывающая процессы получения порошков металлов и металлоподобных соединений и процессы изготовления изделий из них без расплавления [13].

Характерной особенностью порошковой металлургии является применение исходного материала в виде порошков, из которых прессованием формуются изделия заданной формы и размеров. Полученные заготовки подвергаются спеканию при температуре ниже температуры плавления основного компонента [14].

С энергетической точки зрения существенным отличием порошка (или пористого тела) от плотного твердого тела из такого же материала равной массы является избыточная поверхностная энергия, связанная с наличием на поверхности оборванных связей. Особо отмечая основополагающую роль этого обстоятельства, можно определить спекание без приложения давления как перенос вещества под действием движущей силы поверхностной энергии, то есть под действием капиллярных сил. Перенос вещества обусловлен действием нескольких основных механизмов, связанных с диффузионными потоками. Прочность и плотность заготовок увеличивается при спекании в результате соединения перешейка в точке контакта порошинок и заполнения объема, занятого порами. Наиболее существенная часть усадки происходит на той стадии спекания, на которой отдельные перешейки частиц сливаются и становятся неразличимыми. Данные процессы происходят при твердофазном спекании [16].

Исходное состояние микроструктуры в прессованной заготовке характеризуется микроструктурой отдельных частиц и конфигурацией пор, которая в свою очередь определяется формой и расположением частиц. На начальных стадиях спекания в приконтактной зоне образуются границы зерен. На промежуточной стадии объем, занятый порами, образует непрерывную цепь, внедренную в непрерывное твердое тело. В течение этой

стадии поры закрепляются на границах зерен (или наоборот). Только на более поздних стадиях спекания, когда нарушается непрерывность системы пор, на границах зерен образуются изолированные поры с более или менее равновесной формой [14].

Таким образом, твердофазное спекание можно разделить на три этапа: перестройка и уплотнение с помощью образования контактов; промежуточная стадия спекания и огрубления структуры; собирательная рекристаллизация и достижение конечной плотности.

Порошки, которые с трудом поддаются спеканию, могут быть превращены в твердые тела с высокими плотностью и прочностью путем одновременного воздействия температуры и давления. Такой процесс можно представить себе как операцию прессования, активируемого высокими температурами - горячее прессование.

Приложение давления позволяет применить пониженную температуру, по сравнению со спеканием без давления. Таким образом, можно ослабить собирательную рекристаллизацию и избежать вторичной рекристаллизации, обусловленной отрывом границ зерен от пор. Первоначально, при приложении давления, площади контактов частиц малы, и эффективное давление будет иметь величину, достаточную для того, чтобы вызвать незамедлительную пластическую деформацию в зоне контакта. Скорость дальнейшего уплотнения определяется зависящим от времени механизмом деформации - ползучестью со степенной зависимостью от времени и усиленной напряжениями диффузией от границ зерен к области перемычки, как и при спекании без давления.

Пластическое течение приводит к увеличению поверхности контакта и, как следствие, последующему уплотнению, к росту числа контактов, приходящихся на одну частицу. Как только эффективное давление станет ниже напряжения вдавливания, пластическое течение прекращается.

На конечном этапе уплотнение всегда идет за счет диффузии, которая является самым важным механизмом уплотнения. В случае приложения давления диффузия атомов усиливается, так как при перемещении атома от границы зерна под действием сжимающих напряжений выигрывается дополнительная энергия [16].

Из смеси скомпактированных без подогрева порошков могут быть получены высококачественные изделия, если их нагреть до температуры выше температуры плавления легкоплавкого компонента с малой объемной долей (1-40%) - спекание в присутствии жидкой фазы. Как и при твердотельном спекании, форма заготовки сохраняется, но, как правило, достигаются более высокие уровни уплотнения заготовок. Характерными примерами являются тугоплавкие металлы и карбиды в сочетании с легкоплавкими составляющими (\VC-Cu, Бе, N1) и (\¥С, ТЮ-Со).

Процессы усадки, происходящие во время изотермического жидкофазного спекания, обычно подразделяют на три стадии: 1) Процессы перестройки с помощью течения жидкости, тормозящиеся трением твердых частиц. Для этой стадии необходимо наличие хорошего смачивания, так как капиллярные силы, действующие на жидкие перешейки, определяются величиной угла смачивания. 2) Плотное упаковывание путем взаимного подстраивания формы частиц, разделенных жидкими пленками за счет растворения и последующего выделения. Для существования этой стадии необходимо, чтобы твердая фаза имела конечную растворимость в жидкой фазе. 3) Формирование остова и твердофазное спекание. После того как между частицами не остается жидкости, поры удаляются в процессе усадки твердой основы. По достижении на отдельных участках полного уплотнения дальнейшая усадка происходит под действием поверхностной энергии и энергии внутренних границ, а жидкость выдавливается в обширную область, занятую порами и на поверхность.

В системах со значительной растворимостью твердой фазы в жидкой, жидкость проникает в перемычки между частицами на ранних стадиях. Капиллярное давление в точке контакта твердых частиц увеличивает предел растворимости и обуславливает растворение, перенос через жидкость и повторное выделение на свободной от давления границе жидкость - твердое тело. На конечном этапе, когда образуется твердый остов, усадка определяется механизмами твердофазного спекания [11].

Таким образом, видно, что методы порошковой металлургии достаточно широко и эффективно используются. Также, все процессы, происходящие на той или иной стадии спекания, хорошо изучены и предельно освещены в литературе [1,11-17] Что позволяет в полной мере использовать данные материалы для разработки технологии получения твердого сплава ТЮ-Т1№ с микроградиентной структурно-неустойчивой матрицей.

1.2 Твердые сплавы, их структура и механические характеристики

Спеченные твердые сплавы - композиционные материалы, состоящие из металлоподобного соединения, цементированного металлом или сплавом. Их основой чаще всего являются карбиды вольфрама или титана, сложные карбиды вольфрама и титана ( часто также и тантала), карбонитрид титана, реже - др. карбиды, бориды и т. п. В качестве цементирующих металлов обычно используют кобальт, реже - никель, его сплав с молибденом, сталь. Спеченные твердые сплавы производят методами порошковой металлургии в виде многогранных пластинок и фасонных цельно твердосплавных изделий. Их с большой эффективностью применяют для обработки металлов, сплавов и неметаллических материалов резанием, для бесстружковой обработки (волочение, прокатка, штамповка и т.п.), для оснащения рабочих частей буровых инструментов и как конструкционные материалы [17]. На рисунке 2 представлена структура твердых сплавов.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Рудай, Владимир Владимирович, 2014 год

Список литературы

1. Киффер П., Бенезовский Ф. Твердые сплавы. М.: Металлургия, 1971.392 с.

2. Корнилов И.И., Белоусов O.K., Качур Е.В. Никелид титана и другие сплавы с эффектом «памяти». М.: Наука, 1977. 170 с.

3. Кульков С.Н., Полетика Т.М., Чухломин А.Ю. Влияние фазового состава спеченных композиционных материалов TiC-TiNi на характер разрушения и механические свойства // Порошковая металлургия. 1984. №9. С. 88-92.

4. Кульков С.Н., Полетика Т.М., Панин В.Е. Структура, фазовый состав и характер разрушения спеченных композиционных материалов TiC-TiNi // Порошковая металлургия. 1983. №7. С. 54-59.

5. Mari D., Dunand D.C. NiTi and NiTi-TiC composites: Part I. Transformation and thermal cycling behavior // Metall, and Materials Trans. 1995. V. 26A. P.P. 2833-2847.

6. Саввинов A.C., Хачин B.H., Сивоха В.П. Мартенситные превращения в Ti0,5Ni0,5-xFex // Известия ВУЗов. Физика. 1983. №7. С. 3438.

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

8. Воронин В.П., Сивоха В.П., Хачин В.Н. Мартенситные превращения и эффект памяти формы в сплавах системы Ti50Co50-xNix // ФММ. 1989. Т.68. №4. С. 728-732.

9. Сивоха В.П., Хачин В.Н. Мартенситные превращения и эффект памяти формы в сплавах системы TiNi-TiAu // ФММ. 1986. Т.62. №3. С. 534540.

10. Сивоха В.П. Мартенситные превращения и эффект памяти формы в сплавах Ti(Ni,Pd), Ti(Ni,Pt), Ti(Ni,Au): Диссертация канд. физ.-мат. наук. Томск, 1986. 146 с.

11. Кан Р.У., Хаазен П. Физическое металловедение. Т.2. М.: Металлургия, 1987. 623 с.

12. Васильев В.В. Механика конструкций из композиционных материалов. М.: Машиностроение, 1988. 272 с.

13. Гуляев А.П. Металловедение. М.: Металлургия, 1977. 647 с.

14. Пер. с англ. под ред. Браутмана JI., Крока Р. Современные композиционные материалы. М.: Мир, 1970. 672 с.

15. Композиционные материалы: Сб. статей. М.: Наука, 1981. 178 с.

16. Гегузин Я.Е. Физика спекания. М.: Наука, 1984. 312 с.

17. Креймер Г.С. Металлокерамические твердые сплавы. М., 1970.

543 с.

18. Третьяков В.И. Основы металловедения и технологии производства спеченных твердых сплавов. 2 изд. М.: Металлургия, 1976. 374 с.

19. Чапорова И.Н., Чернявский К.С. Структура спеченных твердых сплавов. М.: Металлургия, 1975. 248 с.

20. Креймер Г.С. Прочность твердых сплавов. М.: Металлургия, 1971.247 с.

21. Drucker D. High strength materials // NY: Wiley. 1965. P.P. 795-804.

22. Chermant J.L., Osterstock F. Fracture of WC-Co hard metals // Proc. Int. Cong. Fracture. Waterloo. 1977. V2. P.P. 229-235.

23. Ивенсен В. А., Эйдук O.H. Структура двухфазных металлокерамических твердых сплавов // Порошковая металлургия. 1964. №1. С. 56-64.

24. Ивенсен В.А., Эйдук О.Н. Зависимость предела текучести твердых сплавов WC-Co от содержания Со и величины зерна // Порошковая металлургия. 1974. №5 С. 84-87.

25. Татьянин Е.В., Курдюмов В.Г., Федоров В.Б. Получение аморфного сплава NiTi при деформации сдвигом под давлением // ФММ. 1986. Т.62.№1.С. 629-634.

26. Федоров В.Б., Курдюмов В.Г., Хакимова Д.К. Эффект диспергирования при пластической деформации никелида титана // Докл. АН СССР. 1983. Т.269. №4.

27. Слосман А.И., Овечкин Б.Б., Кульков С.Н., Калиниченко С.А. Микроструктура спеченной композиции TiC-TiNi // Изв. вузов. Черная металлургия. 1989. №4. С. 34-38.

28. Структурные уровни пластической деформации и разрушения. Панин В.Е., Гриняев Ю.В., Данилов В.И., Зуев Л.Б., Полетика Т.М., Кульков С.Н., Псахье С.Г. и др. Новосибирск.: Наука. Сиб. отд-ие, 1990. 255 с.

29. Самсонов Г.В., Воронкин М.А. Прочность безвольфрамовых твердых сплавов // Порошковая металлургия. 1975. №2. С. 79-81.

30. Середа H.H., Ковальченко М.С. Характер излома в керметах на основе карбида титана // Порошковая металлургия. 1975. №2. С. 79-81.

31. Пилянкевич A.M., Шаповал Т.А., Витрянюк В.К. Электронно-микроскопические исследования поверхности излома твердых сплавов на основе карбида титана // Порошковая металлургия. 1978. №8. С. 49-53.

32. Лисовский А.Ф. Массоперенос расплавов металлов в спеченных композициях на основе карбида титана // Порошковая металлургия. 1982. №5. С. 55-59.

33. Самсонов Г.В., Дзодзиев Г.Т., Клячко Л.И. и др. Влияние молибдена на свойства твердых сплавов TiC-Ni(Mo) // Порошковая металлургия. 1975. №4. С. 57-60.

34. Лошак М.Г., Пилянкевич A.M., Шаповал Т.А. и др. О связи между механическими характеристиками и микроструктурой твердых сплавов системы TiC-Ni-Mo // Сверхтвердые материалы. 1985. №2. С. 23-26.

35. Suzuki N., Hayashi К., Teraduckal О. The grain size of binder phase in TiC-Mo-Ni alloy // J. Jap. Soc. Powder and Powder Net. 1974. №2. P.P. 51-55.

36. Кульков C.H., Гнюсов С.Ф., Гладкий С.П. Взаимодействие в системах WC-NiAl и WC-NiTi при спекании и пропитке // Порошковая металлургия. 1989. №5. С. 77-80.

37. Shapiro S.M. Soft mode behavior in Ni-Al alloys // Physica. 1989. V. В156. №1. P.P. 59-61.

38. Nohigaki K., Ohnishi Т., Shokava Т., Dei M. The effect of carbon content on mechanical properties of TiC-8Mo-2C-15Ni cermet // Modern Developments in Powder Metallurgy. 1975. №8. P.P. 627-643.

39. Жиляев B.A, Федоренко B.B., Швейкин Т.П. Взаимодействие карбида, карбонитрида и нитрида титана с никелем // Теория и технология процессов порошковой металлургии: Тр. УНЦ АН СССР. Свердловск. 1978. С.7275.

40. Wei Z.G., Sandstrom R., Miyazaki S. Shape-memory materials and hybrid composites for smart systems: Part I. Shape-memory materials // J. Mater. Sci. Vol. 33. 1998. P.P. 3743-3762.

41. Wei Z.G., Sandstrom R., Miyazaki S. Shape memory materials and hybrid composites for smart systems: Part II. Shape-memory hybrid composites // J. Mater. Sci. Vol. 33. 1998. P.P. 3763-3783.

42. Roytburd A.L., Slutsker J., Wuttig M. Smart Composites with Shape Memory Alloys // Comprehensive Composite Materials. Vol. 5. 2000. P.P. 621632.

43. Полетика Т.М. Структурное состояние никелида титана и его роль в формировании механических свойств твердых сплавов TiC-TiNi: Диссертация канд. физ.-мат. наук. Томск, 1987. 167 с.

44. Новиков A.B. Влияние горячей экструзии на формирование свойств твердых TiC-TiNi сплавов и их использование для армирования технологического инструмента: Диссертация канд. тех. наук. Томск, 1992. 182 с.

45. Акимов В.В. Разработка состава и технологии спекания дисперсно-упрочненных композиционных материалов TiC-TiNi с повышенными вязкоупругими свойствами: Автореферат дис. док. тех. наук. 2007. 35 с.

46. Акимов В.В. Механизм жидкофазного спекания твердосплавных композитов TiC-TiNi // Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. 2006. № 6. С. 33-35.

47. Беляев С.П., Гордеев С.К., Коноплева Р.Ф., Назаркин И.В., Чеканов В. А. Мартен ситные превращения в каркасном композите TiC-TiNi // Физика твердого тела. 2005. том 47. вып. 6. С. 1118-1122.

48. Тучинский Л.И. Композиционные материалы, получаемые методом пропитки. М.: Металлургия, 1988. 2008 с.

49. Wasilewsky R.I., Butler S.R., Hanlon I.E. On the martensitic transformation in NiTi // Metal. Soc. J. 1967. Vol.1. №4. P.P. 104-110.

50. Wayman C.M., Shinuzu K. The shape memory effect in alloys // Metal. Soc. J. 1972. Vol.6. № 9. P.P. 175-183.

51. Мельников А.Г. Фазовый состав и формирование мелкокристаллической структуры в твердых сплавах TiC-TiNi: Диссертация канд. тех. наук. Томск, 1993. 166 с.

52. Акимов В.В., Калачевский Б.А., Пластинина М.В. Изучение процессов спекания и формирования структур сплавов на основе TiC с

неравновесным состоянием связующей фазы TiNi // Омский научный вестник. Вып. 19. 2002. С. 76-78.

53. Титов П.В., Хандрос J1.T. О термоупругих и остаточных кристаллах мартенситных фаз // Фазовые превращения в металлах. Киев: Наукова думка. 1965. С. 93-99.

54. Гюнтер В.Э., Ходоренко В.Н., Ясенчук Ю.Ф., Чекалкин T.JI., Овчаренко В.В. и др. Никелид титана. Медицинский материал нового поколения. Томск: Изд-во МИЦ, 2006. 296 с.

55. Лихачев В.А., Кузьмин С.Л., Каменцева З.П. Эффект памяти формы. JL: Изд-то ЛенинградскогоУниветситета, 1987. 324 с.

56. Перкинс Д., Эдварде Г., Саг С. и др. Термомеханические характеристики сплавов с термоупругим мартенситом // Эффект памяти формы в сплавах: Сб. науч. тр. М.: Металлургия. 1979. С. 230-253.

57. Хачин В.Н. Память формы. М.: Знание, 1984. 64 с.

58. Ооцука К., Симидзу К., Судзуки Ю. Пер. с яп. Под ред. Фунакубо X. Сплавы с эффектом памяти формы. М.: Металлургия, 1990. 224 с.

59. Гюнтер В.Э., Итин В.И., Монасевич Л.А. и др. Эффекты памяти формы и их применение в медицине. Новосибирск: Наука, 1992. 724 с.

60. Хачин В.Н., Матвеева Н.М., Сивоха В.П., Чернов Д.Б. Ковнеристый Ю.К. Высокотемпературные эффекты памяти формы в сплавах системы TiNi-TiPd//ДАН СССР. 1981. Т.257. №1. С. 167-170.

61. Саввинов A.C., Сивоха В.П., Хачин В.Н. Мартенситные превращения в В2 соединениях на основе никелида титана // Металлофизика. 1983. Т.5. №6. С. 30-36.

62. Сивоха В.П., Саввинов A.C., Воронин В.П. Мартенситные превращения и эффект памяти формы в сплавах системы Ti0.5Ni0.5-xPdx // ФММ. 1983. Т.56. №3. С. 542-546.

63. Гюнтер В.Э., Котенко В.В., Миргазов М.З. и др. Сплавы с памятью формы в медицине. Томск: Изд-во ТГУ, 1986. 208 с.

64. Lange R. G., Zijderveld I. A. Shape memory effect and the martensitic tranformation in TiNi // J. Appl. Phys. 1968 Vol.39. N 5. P.P. 2195—2200.

65. Wasilewsky R. J., Butler S. R., Hanlon J. E. On the martensitic tranformaision in NiTi // Metal. Soc. J. 1967. Vol.1. N4. P.P. 104—110.

66. Мейснер JI.JI, Сивоха В.П. Мартенситные превращения в сплавах TiNi-TiZr // ФММ. 1999. Т.88. №6. С.59-62.

67. Аксенов Г.И., Дроздов И.А., Сироткин A.M. и др. Фазовый состав и свойства образцов, спрессованных из порошковой смеси никеля и титана // Порошковая металлургия. 1981. №5. С. 39-42.

68. Мартынова И.Ф. , Скороход В.В., Фридман Г.Р. Особенности механического поведения спеченного материала титан никель // Порошковая металлургия. 1984. С. 76-79.

69. Федоров В.Б., Курдюмов В.Г., Хакимова Д.К. Эффект диспергирования при пластической деформации никелида титана // Докл. АН СССР. 1983. Т. 269. №4. С. 885-888.

70. Федоров В.Б., Морохов И.Д., Золотухин И.В. Влияние сильной пластической деформации на свойства никелида титана // ДАН СССР. 1984. Т. 277. №5. С. 1131-1133.

71. Ковальченко М.С., Лаптев A.B., Свердел В.В., Юрчук H.A. Влияние геометрических параметров структуры на прочностные свойства твердых сплавов на основе карбида титана // Порошковая металлургия. 1995. №4. С. 82-85.

72. Шатов A.B., Фирстов С.А., Свердел В.В., Юрчук H.A. Мелкодисперсные твердые сплавы WC-Ni // Порошковая металлургия. 1995. № 11/12. С. 51-53.

73. Carnavas P.С., Page N.W. Elastic properties of compacted metal powders. // Journal of materials science. Vol.33. 1998. P.P. 4647-4655.

74. Secondi J. Modelling powder compaction // Powder metallurgy. 2002. №3. P.P. 213-217.

75. Sarm V.K., Johanesson T. On the deformation of WC-Co cemented carbides // Metal Sci. 1975. V.9. P.P. 472-476.

76. Brabyn S.M., Cooper R., Peters C.T. Effect of substitution of nickel for cobalt in WC besed hard metal // Proc. Pransee-Seminar. 1981. No.2. P.P. 675.

77. Suzuki N., Hayashi K., Teraduckal O. The grain size of binder phase in TiC-Mo-Ni alloy // J. Jap. Soc. Powder and Powder Net. 1974. 21. №2. P.P. 5155.

78. Akimov V.V. Determination of elastis and plasis characteristics of TiC-TiNi alloys by the ultrasonic resonance metod // Journal of Applied Mechanics and Technical Physics. 2002. Vol.43. N.2. P.P. 341-344.

79. Порошковая металлургия (справочник). Киев: Наукова думка. 1985.624 с.

80. Бондаренко В.П., Фрейдин Г.Ю., Мендельсон B.C. Прессование заготовок из твердосплавных смесей. Киев: техника, 1974. 139 с.

81. Туманов А.В., Митин Б.С., Панов B.C. Исследование кинетики смачивания карбида и карбонитрида титана расплавами интерметаллидов никеля // Журн. физ. химии. 1980. Т. 54. № 6. С. 14-34.

82. Панов B.C., Туманов А.В., Код Ю.А. Взаимодействие карбида и карбонитрида титана с никелидами // Порошковая металлургия. 1986. №10. С. 81-84.

83. Туманов В.И. Свойства сплавов системы карбид вольфрама -карбид титана - карбид тантала - карбид ниобия - кобальт. М.: Металлургия, 1973. 184 с.

84. Горелик С.С., Расторгуев JI.H., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электроннооптический анализ. М.: Металлургия, 1970 366 с.

85. Цукерман С.А. // Порошковая металлургия. 1970. №6. С. 44-48.

86. Кипарисов С.С., Нарва В.К., Даляева Л.И., Попков Е.Л. Формирование структуры сплавов TiC-сталь, полученных методом пропитки // Порошкова металлургия. 1975. №2. С. 73-78.

87. Таран Ю.Н., Фруль В.П., Тимченко А.В. Особенности пропитки сплавами, плавящимися в интервале температур // Порошковая металлургия. 1989. №5. С. 35-39.

88. Кислый Л.С. Керметы. Киев: Наукова думка, 1985. 272 с.

89. Кипарисов С.С., Уманский Ю.В., Петров А.П. Карбид титана: получение, свойства, применение. М.: Металлургия, 1987. 216 с.

90. Chien C.L., Liou S.H. Crystalline and amorphous FeTi and Fe2Ti // Physical review. 1985. v.31 №12. P.P. 8238-8241.

91. Новакова A.A., Агладзе O.B., Тарасов Б.П., Свешников С.В., Лихушина Е.В. Образование пересыщенных твердых растворов и метастабильных фаз в системе Fe-Ti на разных стадиях механического сплавления // Вестник Московского университета. Серия 3. Физика. Астрономия. 1998. №1. С. 37-40.

92. Дорофеев Г.А., Елсуков Е.П., Фомин В.М., Коныгин Г.Н., Загайнов А.В. Твердофазные реакции в системе Fe-C при механическом сплавлении // Химия в интересах устойчивого развития. 2002. №10. С. 53-58.

93. Mei Z., Yan Y.W., Cui К. Effect of matrix composition on the microstructure of in situ synthesized TiC particulate reinforced iron-based composites // Materials litters. 2003. №57. P.P. 3175-3181.

94. German P.M., Faroo S., Ripphut G.M. Kinetics of liquid phase sintering // Mater. Sci. And Engineering. 1988. №1-2. P.P. 215-224.

95. Третьяков В.И. Основы металловедения и технологии производства спеченных твердых сплавов. М.: Металллургия. 1975. 528 с.

96. Гнюсов С.Ф., Кульков С.Н. Композиционный материал на основе карбида вольфрама // A.C. 1547346 (ДСП) МКИ С22С 29/00 С.Ф.

97. Сивоха В.П., Рудай В.В., Миронов Ю.П., Кульков С.Н. Композиционные материалы TiC-TiNi с градиентной структурно-неустойчивой матрицей // Физическая мезомеханика. 2004. Том 7. С. 241-244.

98. Пушин В.Г., Кондратьев В.В., Хачин В.Н. Предпереходные явления и мартенситные превращения. Екатеринбург: УрО РАН, 1998. 368 с.

99. Kulkov S.N., Melnikov A.G., Novikov A.V. and Poletika T.M. Sintering and high-temperature extrusion of hard alloys with damping binders // Science of Sintering. 1990. 22(2). P.P. 65-72.

100. Панин B.E., Клименов B.A., Псахье С.Г. и др. Новые материалы и технологии. Конструирование новых материалов и упрочняющих технологий. Новосибирск: ВО «Наука», 1993. 152 с.

101. Бабич М.М. Неоднородность твердых сплавов по содержанию углерода и ее устранение. Киев: Наукова думка, 1975. 175 с.

102. Гнюсов С.Ф., Гришков В.Н., Кульков С.Н., Лотков А.И. // Ред. журн. «Изв. вузов. Физика». Томск, 1989. Деп. в ВИНИТИ 05.10.89. № 6131-В89.

103. Кипарисов С.С. Получение и применение карбида титана: Обзор.информ. М.: НИИ Цветмет, 1986. 56 с.

104. Гришков В.Н. Влияние старения на превращение в сплавах вблизи эквиатомного состава: Диссертация канд. физ.-мат. наук. Томск, 1986. 146с.

105. Лотков А.И., Гришков В.Н. Никелид титана. Кристаллическая структура и фазовые превращения // Изв. вузов. Физика. 1985. Т.27. №5. С. 68-87.

106. Путин В.Г., Кондратьев В.В., Хачин В.Н. Предпереходные явления и мартенситные превращения в сплавах на основе никелида титана // Изв. вузов. Физика. 1985. Т.27. №5. С. 5-20.

107. Jan Van Humbeeck. Non-medical application of shape memory alloys //Materials Science and Engineering. 1999. P.P. 134-148.

108. Olson G.B. New directions in martensite theory // Materials Science and Engineering. 1999. P.P. 11-20.

109. Андриевский П.А., Спивак И.И. Прочность тугоплавких соединений и материалов на их основе. М.: Металлургия, 1989 368 с.

110. Gurland J. Temperature stresses in two-phase alloy WC-Co // Trans. ASM. 1958. V.50. №4. P.P.1063-1071.

111. Хачин В.Н. Мартенситная неупругость сплавов // Изв. вузов. Физика. 1985. Т. 27. №5. С. 88-103.

112. Уманский Я.С. Рентгенография металлов. М.: Металлургия, 1967

211 с.

113. Гуревич Ю.Г., Савиных Л.М., Дудорова Т.А. Износостойкий композиционный материал для деталей, работающих в агрессивных средах // Тез. Докл.: Применение композиционных материалов на полимерной и металлической матрицах в машиностроении. Уфа. 1985. С. 148.

114. Лесник Н.Д. Беспористые материалы высокой твердости, полученные пропиткой // Порошковая металлургия. 1965. №3. С. 20-31.

115. Келли А. Упрочнение металлов дисперсными частицами // Механические свойства новых материалов. М.: Мир. 1966. С. 111-136

116. Середа H.H., Ковальченко М.С. Характер излома в керметах на основе карбида титана // Порошковая металлургия. 1975. №2. С. 79-81.

117. Самсонов Г.В., Воронкин М.А. Прочность безвольфрамовых твердых сплавов //Порошковая металлургия. 1975. №2. С. 79-81.

118. Шлюко Д.Я., Лошак М.Г., Дзодзиев Г.Т. и др. Физико-механические свойства твердого сплава на основе карбида и нитрида титана // Порошковая металлургия. 1989. №10. С. 37-39.

119. Середа Н. Н., Ковальченко М.С., Цыбань В.А. и др. Физико-механические и усталостные свойства твердых сплавов на основе карбида титана // Порошковая металлургия. 1985. № 3. С. 74-78.

120. Воронкин М.А., Гайдукова Т.Е. Исследование возможности дисперсного упрочнения связки твердых сплавов // Порошковая металлургия. 1973. № 12. С. 38-40.

121. Овечкин Б.Б. Разработка процессов получения композиционного материала TiC-TiNi: Автореф. дис. канд. техн. наук. Минск, 1989. 19 с.

122. Акимов В.В., Вильсмен И.И., Панин В.Е. и др. Определение неупругих свойств твердых сплавов TiC-TiNi ультразвуковым импульсным методом //Порошковая металлургия. 1986. № 7 С. 83-86.

123. Сивоха В.П., Миронов Ю.П., Рудай В.В., Кульков С.Н. Структура и свойства композиционных материалов TiC-TiNi легированных железом // ЖТФ. 2004. том 74. С. 53-57.

124. Лошак М.Г. Прочность и долговечность твердых сплавов. Киев: Наукова думка, 1984. 328 с.

125. Almond Е.А. Deformation characteristics and mechanical properties of hard metals // Int. Conf. Sei. Of Hard Materials. New York; London. 1983. P.P. 517-561.

126. Кульков С.Н. Структурные превращения и проблема повышения механических свойств композитов: Автореф. дис. докт. физ.-мат. наук. Томск, 1990. 33 с.

127. Horsewell A., Ralph В.„ Howell P.R. An intergranular mechanism for fee —> hep martensitic transformation // Phys. Stat. Sol. A. 1975. V.29. P. 587.

128. Mahajan S., Green M.L., Brasen D.A. A model for the fee —> hep transformation, its applications, and experimentel evidence // Met. Trans. A. 1977. V. 8A. P. 283.

129. Горбачева В.И. Рентгенография твердых сплавов. М.: Металлургия, 1985. 103 с.

130. Кузнецов A.B., Гришков В.Н., Лотков А.И. Новое фазовое превращение в NiTi // Металлофизика. 1990. Т. 12. №9. С. 56-61.

131. Гюнтер В.Э. Исследование эффекта памяти формы и сверхпластичности в сплавах на основе NiTi: Дис. канд. физ.-мат. наук. Томск, 1981. 140 с.

132. Найдич Ю.В. Контактные явления в металлических расплавах. Киев: Наукова думка, 1972. 196 с.

133. Кульков С.Н., Рудай В.В. Микроструктура композиционного материала TiC-TiNi с микроградиентной структурно-неустойчивой матрицей //Известия высших учебных заведений. Физика. 2012. №5/2. С. 167-169.

134. Гуревич Ю.Г., Нарва В.К., Фраге Н.Р. Карбидостали. М.: Металлургия, 1988. 144 с.

135. Дальский A.M., Арутюнова И.А., Барсукова Т.М. Технология конструкционных материалов. М.: Машиностроение, 1985. 448 с.

136. Зубцов М.Е. Листовая штамповка. Л.: Машиностроение. Ленингр. отделение, 1980. 432 с.

137. Арзамасов Б.Н., Брострем В.А., Буше H.A. Конструкционные материалы. М.: Машиностроение, 1990. 688 с.

138. Грубе А.Э. Дереворежущие инструменты с пластинками из твердых сплавов. М.: Гослесбумиздат, 1963. 147 с.

139. Грановский Г.И. Резание металлов: учебник для машиностроения и приборостроения специальных вузов. М.: Высш. шк., 1985. 304 с.