Структура и функциональные свойства интерметаллида TiNi, полученного спеканием гидридно-кальциевых порошков тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Шуйцев Александр Владимирович

• Шуйцев Александр Владимирович
• кандидат наук
• 2016

Оглавление диссертации кандидат наук Шуйцев Александр Владимирович

Содержание

Введение

Глава 1. Аналитический обзор литературы

1.1. Фазовая диаграмма ТьМ

1.2. Фазовые превращения вблизи эквиатомного состава сплава

ТМ

1.2.1. Мартенситные превращения

1.2.2. Влияние примесей на мартенситное превращение

1.2.3. Влияние термической обработки на фазовый состав

1.3. Функциональные свойства сплавов на основе интерметаллида ТМ

1.3.1. Диссипативные свойства сплавов Т1М

1.3.1. Эффект памяти формы в бинарном сплаве Т1М

1.4. Способы производства сплавов на основе интерметаллида

ТМ

1.4.1. Литейные технологии

1.4.2. Порошковые технологии

1.5. Постановка задач исследования

Глава 2. Материалы и методики исследования

2.1. Материалы исследований

2.2. Методы исследований

2.2.1. Оптическая микроскопия

2.2.2. Сканирующая электронная микроскопия

2.2.3. Рентгеноструктурный фазовый анализ

2.2.4. Гранулометрический анализ

2.2.5. Газовый анализ

2.2.6. Метод механической спектроскопии

2.2.7. Измерение характеристик эффекта памяти формы

2.2.8. Определение механических свойств 52 Выводы по главе

Глава 3. Структурообразование порошкового гидридно-кальциевого

интерметаллида Т1М

3.1. Порошковое состояние

3.2. Компактное состояние

3.3. Совершенствование гидридно-кальциевого процесса получения интерметаллида Т1М

3.4. Технологические свойства гидридно-кальциевых порошков сплава ТН-1

Выводы по главе

Глава 4. Исследование мартенситного превращения в сплаве ТМ

методами механической спектроскопии

4.1. Анализ моделей мартенситного максимума ВТ

4.2. Мартенситная неупругость литого сплава Т1М

4.3. Мартенситная неупругость порошкового сплава Т1№ 94 Выводы по главе

Глава 5. Функциональные и механические свойства порошкового

сплава Т1М

5.1. Диссипативные свойства

5.2. Эффект памяти формы

5.3. Механические свойства 107 Выводы по главе

Выводы

Список литературы

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Структура и функциональные свойства интерметаллида TiNi, полученного спеканием гидридно-кальциевых порошков»

Введение

Для создания приборов и техники нового поколения необходимо широкое практическое применение интеллектуальных материалов, например, сплавов с эффектом памяти формы (СПФ) с заданным уровнем функциональных, механических и технологических свойств. К таким материалам относятся, прежде всего, сплавы на основе интерметаллического соединения TiNi.

Однако, исходная ликвационная неоднородность TiNi, полученного традиционной технологией, включающей литье, приводит к непостоянству фазового состава, содержание вторичных фаз (Ti2Ni, TiNi3) может достигать 1015 % (М.Ю. Коллеров). Это является причиной существенных различий значений механических, физических и функциональных свойств сплава одной марки. Невозможность обеспечения воспроизводимости свойств, особенно функциональных, во всем объеме заготовок приводит к снижению выхода годного материала при промышленном производстве.

Порошковая металлургия позволяет существенно снизить химическую ликвацию. В работах отечественных (Г.А. Меерсона, Б.А. Борока, Р.П. Щего-левой, Ю.В. Левинского, А.В. Касимцева и др.) и зарубежных (P.P. Alexander и др.) ученых показано, что порошковой металлургией, в частности, гидрид-но-кальциевым методом, можно получать гомогенные порошки переходных металлов IV и V групп периодической системы Д.И. Менделеева из их оксидов, а также интерметаллидов и, в частности, TiNi.

Преимущество гидридно-кальциевого метода заключается в получении порошка интерметаллида TiNi непосредственно в результате химической реакции из расплава жидкого кальция. Дальнейшее спекание спрессованного порошка происходит при температурах ниже Тпл без образования жидкой фазы. В спеченной заготовке или изделии должна отсутствовать дендритная ликвация и связанная с ней химическая неоднородность, а весь объем получае-

4

мой на промышленном оборудовании партии порошка (до 50 кг) должен быть полностью однороден по составу, что не может обеспечить ни одна традиционная технология литья.

В настоящее время закономерности структурообразования порошкового гидридно-кальциевого интерметаллида TiNi не исследованы, функциональные, механические и физические свойства не определены.

Основой формирования функциональных свойств (пямять формы, сверхупругость, высокая демпфирующая способность) в TiNi является термоупругое мартенситное превращение (МП), которое в сплаве марки ТН-1 реализуется по схеме B2^B19' либо B2^R^B19'. Исследования мартенситного превращения в TiNi проводились различными металлофизическими методами: дилатометрий, калориметрией, рентгеновским методом, а также методом механической спектроскопии. Метод внутреннего трения (ВТ) не только может дать информацию о характере превращения, его температурах, но и позволяет оценить изменение рассеяния энергии в системе непосредственно в ходе превращения, а также в аустенитной и мартенситной областях. ВТ одновременно является и методом исследования, и методом измерения функциональных свойств. Как способ исследования фазовых превращений метод ВТ используется сравнительно недавно, и не все его аналитические возможности реализованы в полной мере. Теоретической основой для использования метода ВТ явилась теория фазовой неупругости В.С. Постникова, Б.М. Да-ринского, В.Н. Белко. Для объяснения и выявления закономерностей проявления неупругости при МП позже были предложены феноменологические модели в работах J.F. Delorme, W. Dejonghe, G. Gremaud и др. Однако они проверялись на одном-двух сплавах и результаты не могут быть приняты для широкого круга металлических систем. Получение данных об упругих и неупругих эффектах в сплаве TiNi, изготовленном по разным технологиям, позволяет выявить и проверить адекватность модельных представлений и получить ценную информацию о механизмах и кинетике МП in situ.

5

Актуальность работы подтверждена грантами РФФИ 12-03-00273-а и 1303-97503 р_цент_а.

Цель настоящей работы заключается в установлении закономерностей мартенситного превращения и условий обеспечения заданного фазового состава, структуры и функциональных свойств в интерметаллиде ^М, полученном спеканием гидридно-кальциевых порошков.

Научная новизна работы заключается в следующем:

1. порошковый сплав характеризуется высокой фазовой однородностью и сохраняет структуру, состоящую из фаз одного состава (В2, R либо В19') на всех технологических этапах - от исходного гидридно-кальциевого порошка до деформированного прутка;

2. на основе исследований состава и структуры гидридно-кальциевых порошков и компактов получены новые данные о существовании при комнатной температуре узкой области гомогенности минимальной протяженностью по концентрации М - 55,3- 55,9 % масс.;

3. установлено влияние азота на развитие фазовой неоднородности при компактировании гидридно-кальциевых порошков с завышенным содержанием N. Образование стимулирует появление зон локального обеднения титаном и формирование конгломератов фаз ^2М, ^^ и ^3М4;

4. экспериментально доказана и обоснована феноменологическая модель Gremaud для описания мартенситной неупругости в бинарных сплавах ТМ с различными каскадами мартенситных превращений, устанавливающая зависимость между компонентой ф^1 и количеством превращенной фазы. Впервые предложена методика построения и анализа кинетических зависимостей изменения количества превращенной фазы в интервале температур МП на основе измерений экспериментальных температурных спектров ВТ с учетом экстремального снижения резонансной частоты. Показано, что кинетика МП В2-0-В19' в литом и В2<-Ж<-^В19' в порошковом сплаве ТлМ является атер-

мической и не зависит от амплитуды деформации в интервале у = 5-10-5...2-10-4;

5. установлено, что возрастающая амплитудная зависимость общего ВТ в интервале температур термоупругого МП в ТМ обусловлена ростом рассеяния энергии в мартенсите и увеличением вклада фазовой компоненты (¿р? ВТ.

Практическая ценность состоит в следующем:

1. на основе проведенной корректировки состава шихты реализована технология получения спеченных полуфабрикатов из гидридно-кальциевых порошков ТМ, состав которых удовлетворяет требованиям ТУ 1-809-394-84 на сплав ТН-1. Диапазон изменения содержания основных компонентов - (Т1, N1) существенно меньше нормированного ТУ разброса внутри марочного состава, что обеспечивает фазовую однородность сплава;

2. определены механические и функциональные свойства порошкового интерметаллида ТМ - температурный диапазон проявления высоких дисси-пативных свойств и уровень рассеяния энергии в нем, характеристики эффекта памяти формы (степень формовосстановления, восстановленная и упругая деформация);

3. Результаты работы приняты к использованию в ОАО Полема г. Тулы (Заключение о полезности результатов научно-исследовательской работы «Структура и функциональные свойства интерметаллида Т1М, полученного спеканием гидридно-кальциевых порошков»).

Основные положения, выносимые на защиту:

- возможность получения компактов из гидридно-кальциевых порошков Т1М, отвечающих требованиям ТУ 1-809-394-84 по содержанию основных компонентов и примесей внедрения и имеющих в структуре только фазы одного состава;

- закономерности влияния азота на фазовый состав порошкового гид-ридно-кальциевого сплава ТМ и на последовательность МП;

- методика измерений и анализа формирования неупругих эффектов в области температур мартенситного превращения в исследованных сплавах;

- кинетика и механизмы мартенситных превращений в Т1№, полученном традиционной и порошковой технологией;

- характеристики эффекта памяти формы и диссипативных свойств порошкового ТМ.

Глава 1. Аналитический обзор литературы

Сплавы на основе интерметаллического соединения Т1М обладают комплексом хороших механических свойств и специальных, таких как эффект памяти формы, сверхупругость, высокий уровень демпфирования, отличная антикоррозионная стойкость, биосовместимость [1-4].

1.1. Фазовая диаграмма Т1-№

Для изучения закономерностей формирования структуры в связи с проявлением в сплавах структурночувствительных свойств необходим анализ диаграммы состояния. Титан в никеле, как и никель в титане характеризуются ограниченной областью растворимости, образуя два твердых раствора замещения на основе а(ГПУ)- и в(ОЦК)-титана и один твердый раствор с ГЦК решеткой на основе никеля. Известно, что никель с титаном образует ряд стабильных химических соединений: Т12М, Т1М, Т1№3, а также несколько метастабильных: Т13М4, Т12М3 [1-3, 5-9]. В литературе приведено несколько вариантов диаграмм [4, 9, 10-12], схожих в основных превращениях, однако отличающихся в некоторых частных вопросах, касающихся, в частности, интерметаллического соединения Т1М:

- отличия в температурах и составах точки дистектики интерметаллида Т1М;

- наличия и протяженности области гомогенности в - твердого раствора особенно при комнатной температуре.

На рисунке 1. 1 представлен фрагмент диаграммы Т1-№ в области существования соединения Т1М, опубликованный в [7]. На рисунке представлены различные варианты температурно-концентрационного положения области В2-твердого раствора. Помимо разногласий в положении линий сольвус в-

фазы, долгое время была неясна температура плавления интерметаллида

9

Т1М. Также, существовало мнение, что по эвтектоидной реакции фаза Т1М переходит в смесь двух фаз Т12М и Т1М3. В монографии [4] авторы ссылаются на этот фрагмент и высказываются за наличие узкой области гомогенности соединения Т1М вплоть до комнатной температуры.

Рисунок 1.1. Фрагмент диаграммы состояния системы Ть№ [13]:

1 - Дувез и Тейлор;

2 - Марголин и др; 3 - Пул и Юм-Розери;

4 - Парди и Парр;

5 - Хирано и Оучи

Вообще, фазовая диаграмма ТьМ была объектом споров исследователей более 30 лет. В настоящее время в большинстве работ авторы ссылаются на вариант диаграммы, опубликованной МаББа^И [11] (рисунок 1.2) с некоторыми поправками, обобщенными в работе [8]: линия эвтектоидного превращения при 630 °С удалена, однако добавлен переход порядок-беспорядок при

1090 °С в В2 структуре (пунктирная линия на рисунке 1.2). Область гомогенности В2-фазы в этой диаграмме отсутствует.

Рисунок 1.2. Вариант диаграммы Ть№ по данным [10]

По всей видимости, для уточнения линий диаграммы состояний особенно вблизи эквиатомной ее части, помимо стандартных отработанных методик и высокоточного оборудования необходимы качественно изготовленные образцы, гомогенные по всему объему.

Проблема уточнения положения линий диаграммы осложняется возможностью выделения вторичных стабильных и метастабильных фаз как при получении сплава, вследствие его негомогенности, так и при последующей термической обработке. В работе [14] представлен фрагмент метастабильной диаграммы Т1М (рисунок 1.3), показывающий равновесие между В2 и Т13М4 фазами. В [8] подчеркивается важность этого фрагмента с точки зрения регулирования температуры мартенситного превращения и назначения режимов термической обработки для улучшения характеристик ЭПФ.

Рисунок 1.3. Фрагмент диаграммы Ть№ в области существования метастабильного равновесия между В2 и Т13№4 фазами [8]

Из диаграммы видно, что малейшие локальные отклонения состава от эквиатомного состава могут привести к выделению вторичных фаз.

1.2. Фазовые превращения вблизи эквиатомного состава сплава Т1№

1.2.1. Мартенситные превращения

В системе Т1М вблизи эквиатомного состава происходят несколько бездиффузионных превращений мартенситного типа. Именно эти превращения ответственны за формирование уникальных свойств сплавов на основе ин-терметаллида Т1М.

В зависимости от концентрации никеля в бинарном интерметаллиде Т1-N1 возможны следующие каскады мартенситных превращений:

В2^В19Л;

где В2 - исходная высокотемпературная фаза с ОЦК решеткой; В19л - низкотемпературная моноклинно искаженная орторомбическая фаза; Я - промежуточная ромбоэдрическая фаза.

В монографии [3] упоминается также превращение В19Л^В19,Л (трик-линная фаза), однако в [1, стр. 41] авторы сомневаются в ее существовании. Анализ периодической литературы за последние 20 лет не выявил исследований, в которых обнаружена фаза В19,Л в бинарном сплаве Т1М.

Фазовый переход В2^В19Л протекает с довольно широким гистерезисом прямого и обратного мартенситного превращения (до 40 °С [1-3, 7-9]), и относится к фазовым переходам I рода. Превращение В2^Я является фазовым переходом I рода, близким к фазовому переходу II рода, что выражается в существовании двухфазной области и узком гистерезисе прямого-обратного мартенситного превращения (~5 °С [1-3, 7-9]). Оба превращения относятся к переходам термоупругого типа.

В таблице 1.1 приведены параметры решеток фаз, принимающих участие в мартенситном превращении по данным [1, 7].

Таблица 1.1. Тип и параметр фаз, участвующих в мартенситных превращениях в бинарном сплаве Т1№ [1, 7]__

Обозначения Тип кристаллической решетки Параметры кристаллической решетки

В2 ОЦК а = 0,301...0,302 нм

Я Ромбоэдрическая а = 0,903 нм; а = 89,3°

В19Л Моноклинно искаженная орторомбическая а = 0,289 нм; Ь = 0,412 нм; с = 0,462 нм; в = 96,8°

Несмотря на многочисленные исследования точной картины мартенситных превращений в Т1М до сих пор не получено. Согласно литературным данным, по этому вопросу имеются некоторые разногласия и касаются они главным образом последовательности МП в сплавах разного состава вследствие не точно установленной концентрационной зависимости температур

прямого и обратного превращений (рисунок 1.4).

13

47 48 49 50 51 52 53 49 50 51 50,0 50,5 51,0

ат. % N1 ат. % N1 ат. % №

Рисунок 1.4. Диаграммы мартенситных превращений в сплавах системы Ть№ вблизи эквиатомного состава по данным различных источников: а - Корнилов с соавт. [4]; б - Хачин с соавт. [1]; в - Гюнтер с соавт. [3]

Согласно данным Корнилова и соавторов [4] в сплавах Т1М вблизи эквиатомного состава происходит только один тип мартенситных превращений: В2 ^ моноклинная фаза (рисунок 1.4а). Эти исследования проводились при помощи дилатометрии [15], но т.к. объемный эффект при МП в сплавах Т1М очень мал [7], по всей видимости, чувствительность данного метода была недостаточна. В [1, 3] авторы указывают концентрации, где мартенситное превращение осуществляется через промежуточную Я-фазу. Разногласия относительно температуры начала Я превращения для указанного диапазона концентраций весьма незначительны, в то же время температуры начала и конца образования В19Л фазы для всех анализируемых работ существенно различаются. Эта разница достигает 50 °С.

На рисунке 1.5 обобщены полученные в последние годы данные разных авторов [16-33] о концентрационно-температурном положении точек мартенситных превращений в сплавах ТМ близи эквиатомного состава.

Рисунок 1.5. Температуры МП, полученные разными авторами на сплавах Т1№

разного состава [16-33]

Как видно, разброс данных весьма широк, причем это касается не только температур мартенситных превращений, но реализуемых последовательностей МП. Вполне возможно, что это связано с рядом факторов. Во-первых, авторы в своих работах не всегда указывают точный химический состав исследуемого материала, чаще всего приводится только чистота шихтовых материалов-компонентов сплава. Второе - при изучении влияния термической обработки на мартенситное превращение в Т1М, как правило, данные по наличию вторичных фаз (Т12№ и Т1М3) не приводятся. В то же время, выделение вторичных фаз может привести к изменению состава В2- фазы, что вызовет и изменение температур МП, иногда очень существенное. В-третьих, известно, что в сплавах на основе интерметаллида Т1М критические точки мар-

15

тенситных превращений очень чувствительны к термомеханическому воздействию [3, 9, 34]. В ряде работ [15, 35-38, 39-41] авторы пишут, что после выплавки материала исследуемые образцы подвергаются пластической деформации с последующими отжигами, что в свою очередь может приводить к изменению температур, а иногда и последовательности мартенситных превращений.

Таким образом, несмотря на большое количество работ, посвященных исследованиям мартенситного превращения в никелиде титана, однозначная концентрационная зависимость температур МП до сих пор не получена, что обусловлено, по-видимому, неучетом неоднородности фазового состава.

1.2.2. Влияние примесей на мартенситное превращение

В Российской Федерации регламентирующим нормативным документом на допустимый химический состав и концентрацию примесных элементов для сплава ^М вблизи эквиатомного состава является ТУ 1-809-394-84, в США и странах Западной Европы стандарт ASTM F 2063-00 (таблица 1.2)

Таблица 1.2. Требования ТУ 1-809-394-84 и Л8ТМ Г 2063-00 к химическому составу сплава Т1№

Химический состав, % масс.

основные элементы примеси, не более

№ С Со Fe Si N О H X прочих примесей

ТУ 1-809394-84 53,556,5 основа 0,1 0,2 0,3 0,15 0,05 0,2 0,013 0,3

ASTM 2063-00 54,557,0 основа 0,07 0,05 0,05 - 0,05 0,005

В работах [9, 34, 42] показано, что примеси в могут существенно

влиять на положение критических точек прямого и обратного мартенситного

превращения и, следовательно, на функциональные свойства сплава.

16

Примеси внедрения

К примесям внедрения в Т1М относятся такие элементы как С, О, N и Н, способные образовывать неметаллические соединения с компонентами сплава. В работах [34, 43, 44, 45] рассматривалось влияние углерода на температуры мартенситного превращения. На рисунке 1.6 построена зависимость критических температур МП от концентрации углерода в эквиатомном сплаве Т1М по данным работы [44].

О

£ <и

с

<и Н

80 40 0 -40 -80

0,0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6

Т150-Х№50С*

Рисунок 1.6. Влияние углерода на температуры МП по данным работы [44]

В литературе отсутствуют точные данные о количестве углерода, которое может растворяться в твердом растворе В2 - фазы Т1М, но известно, что углерод образует карбид Т1С, что влияет на концентрацию титана в твердом растворе и уменьшает температуру МП. Считается, что присутствие углерода до 0,5 ат. % не ухудшает механических свойств [34].

Влияние кислорода на структуру и свойства рассматривалось в работах [46, 34, 47-49]. Температура начала образования мартенсита Мн понижается

при увеличении концентрации кислорода в соответствии с уравнением: Мн =

17

78 - 92,63 XO (ат.) [46, 9, 34]. В работах [47-49] отмечено, что кислород приводит к образованию фазы с кристаллической решеткой, идентичной фазе Т12М. В статье [34] попытались вычислить растворимость O в твердом растворе B2-фазы Т1М, она составила 0,045 ат. %. Весь кислород сверх предела растворимости в В2 фазе выделяется в виде п-фазы (Т14М20), которая является твердым раствором внедрения кислорода в Т12М - фазе. Кислород ухудшает механические свойства и вызывает охрупчивание сплава Т1М. Существует мнение [50], что предъявляемые требования по кислороду в титановых сплавах, предназначенных для медицинского применения, неоправданно завышены.

О влиянии азота на свойства Т1№ известно немного. В [34, 42] сказано, что с увеличением содержания N температура Мн снижается. Растворимость азота в В2 - фазе неизвестна, но как и в случае с кислородом, при его избытке образуются Т14М^ и нитриды титана и Т1^-х [51, 52].

Влияние водорода пагубно сказывается на свойствах всех титановых сплавов [53], в случае с интерметаллидом Т1М водород снижает температуру превращения Мн [34, 42] и приводит к охрупчиванию сплавов.

Примеси замещения

К основным примесям замещения относятся, прежде всего, элементы, внесенные в ТУ 1-809-394-84 и ASTM 2063-00, а именно: Со, О", Си, Fe и Si.

Из литературных данных [37-40, 54-56] известно, что присутствующие в интерметаллиде Т1М элементы растворяются в В2-фазе и, соответственно, в мартенсите и изменяют положение критических точек МП. В пределах концентраций, указанных в нормативной документации, интерметаллидных фаз, образующихся с участием примесей внедрения не образуется. На рисунке 1.7 показано влияние примесей замещения на температуру Мн по данным работ [54-56, 37-40]. Как видно из зависимостей, все элементы, указанные в

технических условиях, повышают стабильность В2-фазы и понижают температуру начала превращения Мн. 100

О 50

о

к

0 -50

Л

гт й

Л <ц

с

Н

-100

1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 о V

а Cr

• Mn -

" \ \\п □ Fe ■ Co д Si -

. \ - А\ N ■

- \ * . 1 . • г\ 1 . 1 о ' . 1.1.

0

2

3 4

х, ат. %

5

6

Рисунок 1.7. Влияние примесей замещения на температуру Мн: V, Сг, Мп [54]; Ее [55, 39, 40]; Со [37, 38]; 81 [56]

Таким образом, все примеси, как внедрения, так и замещения влияют на температурное положение мартенситных точек в никелиде титана, понижая их, но с разной интенсивностью.

1

1.2.3. Влияние термической обработки на фазовый состав

По восприимчивости к термической обработки все сплавы на основе Ti-М можно разделить на две группы. Первая группа охватывает составы менее 50,5 ат. % М, в которых не происходит диффузионного распада В2-фазы (49,5-50,5 №). Во вторую группу входят сплавы, содержащие более 50,5 ат. % М, в которых В2-фаза может претерпевать многостадийный диффузионный распад с выделением в конечном итоге частиц [1, 7].

Фазовый состав сплавов первой группы не чувствителен к термической обработке [1, 7]. Фазовый состав сплавов второй группы сплавов с содержа-

нием N1 более 50,4 ат.% чувствителен к термической обработке из-за существенной температурной зависимости границы фазовых областей Т1М/(Т1М + Т1М3) [1]. Медленное охлаждение от температурной области гомогенности В2-фазы или изотермические отжиги приводят к ее диффузионному распаду [54]. Наличие и интенсивность распада при изотермическом отжиге выше температуры 600 °С или старении в интервале температур 250...600 °С зависят от содержания N1 в сплаве. Первые признаки распада при старении наблюдаются уже при содержании никеля 50,5 ат.%.

Для сплава Т1-52 ат. % N1 процесс старения был описан в работе [5] тремя различными последовательностями в зависимости от температуры старения:

1. р ^ Р+Т13М4 ^ р+Т12М3 ^ р+Т1М3 (при температуре ниже 680 °С);

2. в ^ Р+Т12М3 ^ Р+Т1М3 (в интервале температур 680.750 °С);

3. в ^ р+Т1Мз (при температуре выше 750 °С).

В таблице 1.3 приведены параметры решеток фаз, выделяющихся при старении сплава Т1-52 ат. % N1 [5].

Таблица 1.3. Характеристики кристаллической решетки фаз, выделяющихся при

старении сплава Т П-52 ат. % N1 [5]

Фаза Тип кристаллической ре- Параметры кристаллической

шетки решетки

1 Ромбоэдрическая а = 0,66 нм; а = 113,7°

2 Т12М3 Тетрагональная а = 0,4403 нм; с = 1,3525 нм;

3 Т1М3 Гексогональная а = 0,5093 нм; с = 0,8267 нм;

В работе [8] на сплавах, обогащенных никелем, показано, что термической обработкой, а именно, продолжительным старением при температуре 440 °С, можно контролировать температуры Мн при Я^В19Лпревращении, при этом температура превращения остается неизменна, и не зависит

от состава. Однако, изменяя температуру старения можно изменить и положение критических точек перехода. Там же показано, что длительным

старением можно добиться постоянства температуры Мн вне зависимости от состава сплава. По мнению авторов исследования, это связано с установлением равновесия между фазами Т1М и Т13М4.

1.3. Функциональные свойства сплавов на основе интерметаллида Т1№

1.3.1. Диссипативные свойства сплавов Т1М

Среди всех конструкционных материалов особое место занимают сплавы с высоким уровнем демпфирующей способности и прочностных характеристик. По сравнению с другими сплавами, обладающими аналогичными механическими свойствами, они превышают их по уровню рассеяния энергии в десятки и сотни раз.

Рисунок 1.8. Диаграмма Сугимото: соотношение прочности и демпфирующей

способности металлов и сплавов [57]

Как видно из рисунка 1.8, сплавы ТМ относятся к группе металлических материалов с максимальным индексом демпфирования, характеризую-

щим комплекс диссипативных и прочностных свойств. Природа рассеяния энергии в TiNi связана с мартенситным превращением и поэтому максимальную демпфирующую способность сплав проявляет в интервале температур МП. Одним из наиболее информативных экспериментальных методов исследования мартенситного превращения и, одновременно, измерения характеристик рассеяния энергии in situ является метод внутреннего трения. В настоящее время сильно возрос интерес к использованию аналитических возможностей метода ВТ для изучения мартенситных превращений, особенно термоупругого типа, где скорость превращения сопоставима со скоростью проведения измерений [58-63].

Впервые температурные зависимости ВТ (ТЗВТ) в TiNi были описаны еще в работе [64] (рисунок 1.9). Там же выдвинуто предположение, что МП в TiNi имеет термоупругий характер. Термоупругое МП отражается на ТЗВТ в виде пика при прямом и обратном превращении (пик В), сопровождающегося «размягчением» модуля упругости (квадрата резонансной частоты) в интервале температур фазового превращения. Также в температурном спектре ВТ присутствует максимум зернограничного (пик А) и, по мнению авторов, дислокационного (пик С) происхождения. Более поздние исследования показали, что пик С связан с вторым мартенситным превращением.

Q'-IO2

/, Гц2

- 1,50

- 1,25

- 1,00 - 0,75

50 250 450 650 850 1050 Т, К

Рисунок 1.9. Общий вид температурной зависимости внутреннего трения

сплава TiNi [64]

Как уже неоднократно отмечалось выше, в бинарных сплавах Т1М вблизи эквиатомного состава возможны несколько каскадов мартенситных превращений. На рисунке 1.10 показаны ТЗВТ для сплава одного состава Т150М50 с В2^В19Л (рисунок 1.10,а) и В2^К^Б19Л (рисунок 1.10, б) последовательностей превращений [60, 65].

Темпер атура,"С

Температура,°С

Рисунок 1.10. ТЗВТ сплава Т150№50 с (а) В2^В19Л [60] и (б) В2^Я^В19Л [65] последовательностями мартенситного превращения

В случае В2^В19Л превращения на ТЗВТ наблюдается один максимум ВТ, сопровождающийся резким падением модуля упругости. При В2^К^В19Л каскаде превращений формируется два максимума: первый максимум (со стороны области высоких температур) отвечает пре-

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Шуйцев Александр Владимирович, 2016 год

Список литературы

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

2. Сплавы никелида титана с памятью формы. Часть 1 / В.Г. Пушин, С.Д. Прокошкин, Р.З. Валиев и др. - Екатеринбург: УрО РАН, 2006. - 439 с.

3. Гюнтер, В.Э. Эффекты памяти формы и их применение в медицине / В.Э. Гюнтер, В.И. Итин, Л.А. Монасевич и др. - Новосибирск: Наука. Сиб. отд-ние, 1992. - 742 с.

4. Корнилов, И.И. Никелид титана и другие сплавы с эффектом «памяти» / И.И. Корнилов, О.К. Белоусов, Е.В. Качур. - М.: Наука, 1977. - 180 с.

5. M. Nishida, C.M. Wayman, T. Honma, Precipitation Processes in Near-Equiatomic TiNi Shape Memory Alloys // Metallurgical Transactions A, V. 17A, No. 9 (1986) pp. 1505-1515

6. M. Nishida, C.M. Wayman, Phase Transformations in Ti2Ni3 Precipitates Formed in Aged Ti-52 At. Pct Ni // Metallurgical Transactions A, V. 18A, No. 5 (1987) pp. 785-799

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

8. K. Otsuka, X. Ren, Physical metallurgy of Ti-Ni-based shape memory alloys // Progress in Materials Science, No 50 (2005) pp. 511-678

9. Shape Memory Materials / Edited by Otsuka K., Wayman C.M. - Cambridge University Press, 1998, 284 p.

10. Хансен, М. Структура двойных сплавов. В 2-х томах /М. Хансен, К. Андерко, - М.: Металлургия, 1962. - 608 с.

11. Massalski T. B. Binary alloy phase diagrams. Vol. 1-3. Materials Park, Ohio, ASM International, 1990.

12. W. Tang, B. Sundman, R. Sandstrom, C. Qiu, New modelling of the B2 phase and its associated martensitic transformation in the Ti-Ni system // Acta Ma-terialia, V. 47, No. 12 (1999), pp. 3457-3468

13. T. Suzuki, Quench-Hardening and Mechanical Properties of Ni-rich NiTi Compounds // Materials Transactions, JIM, Vol. 14, No. 01 (1973) pp. 31-36

14. K. Otsuka, T. Kakeshita, Science and technology of shape-memory alloys: New developments // MRS Bulletin 27 (2002), pp. 91-100

15. Корнилов И.И., Качур Е.В., Белоусов О.К., Дилатометрическое исследование превращения в соединении TiNi // ФММ. -1971. - Т.32. - Вып. 2. -с. 420 - 422

16. C. Chien, S.K. Wu, S.H. Chang, Damping Characteristics of Ti50Ni50-xCux (x = 0 - 30 at. %) Shape memory Alloys at a Low Frequency // Materials (2014) 7, pp. 4574-4586

17. S. Miyazaki, K. Otsuka, Deformation and Transition Behavior Assosiated with the R-Phase in Ti-Ni Alloys // Metallurgical Transactions A, Vol. 17A, 1986, №1, pp 53-63

18. S.H. Chang, S.K. Wu, Internal Friction of R-phase and B19' martensite in Equiatomic TiNi shape memory alloy under isothermal conditions // Journal of Alloys and Compounds 437 (2007) pp. 120-126

19. K. Takeda, H. Tobushi, K. Miyamoto, E.A. Pieczyska, Superelastic Deformation of TiNi Shape Memory Alloy Subjected to Various Subloop Loadings // Materials Transactions, Vol. 53, No. 1 (2012) pp. 217-223

20. А.И. Лотков, О.А. Кашин, В.Н. Гришков, Л.Л. Мейснер, Использование эффекта сверхэластичности при разработке внутрисосудистых медицинских имплантатов из сплава на основе никелида титана // Известия Томского политехнического университета. Химия и химические технологии. 2014. Т. 325. № 3, С. 122-129

21. Т.Э. Кунцевич, В.Г. Пушин, Влияние термообработки на структуру и свойства быстрозакаленных бинарных сплавов с эффектом памяти формы на основе Ti-Ni, обогащенных титаном // ФММ, 2007, Т. 104, №2, с. 196-203

22. Н.Н. Попов, А.И. Коршунов, А.А. Аушев, М.Ю. Сидоркин, Т.И. Сысоева, И.В. Костылев, А.Е. Гусаров, В.В. Столяров, Влияние наноструктури-рования и скорости наведения деформации на структурные и термомеханические характеристики сплава на основе никелида титана // ФММ, 2006, Т.102, №4, с. 460-466

23. В.Г. Пушин, А.И. Лотков, Ю.Р. Колобов, Р.З. Валиев, Е.Ф. Дударев, Н.Н. Куранова, А.П. Дюпин, Д.В. Гундарев, Г.П. Бакач, О природе аномально высокой пластичности высокопрочных сплавов никелида титана с эффектом памяти формы. Исходная структура и механические свойства // ФММ, 2008, Т.106, №5, с. 537-547

24. И.В. Киреева, Ю.И. Чумляков, Ю.Н. Платонова, Влияние водорода на эффект памяти формы и сверхэластичность в однофазных монокристаллах никелида титана // Письма в ЖТФ, 2015, Т. 41, №6, с 58-66

25. А.Д. Погребняк, С.Н. Братушка, В.М. Береснев, N.Levintant-Zayonts, Эффект памяти формы и сверхэластичность сплавов никелида титана, имплантированных высокими дозами ионов // Успехи химии 82 (12) 1135-1159 (2013)

26. T. Asaoka, A. Mitsuo, Effect of Aluminum Ion Implantation on Shape Memory Properties of Titanium-Nickel Alloy // Materials Transactions, JIM, Vol. 41, No. 6 (2000), pp. 739-744

27. M. Es-Souni, M. Es-Souni, H.F. Brandies, On the transformation behaviour, mechanical properties and biocompatibility of two NiTi-based shape memory alloys: NiTi42 and NiTi42Cu7 // Biomaterials 22 (2001) pp. 2153-2161

28. Чернавина А.А. Исследование термомеханических условий наведения и характеристик эффектов памяти формы в никелиде титана: автореф.

дис. канд. техн. наук: 05.16.01/ Чернавина Анна Анатольевна. - Москва, 2010. - 25 с.

29. В.Г. Пушин, Н.Н. Куранова, Н.И. Коуров, Р.З. Валиев, Э.З. Валиев, В.В. Макаров, А.В. Пушин, А.Н. Уксусников, Бароупругие эффекты памяти формы в сплавах никелида титана, подвергнутых пластической деформации под высоким давлением // Журнал технической физики, 2012, Т.82, №8, С.67 -75

30. А.А. Ильин, Н.Н. Гозенко, В.И. Скворцов, А.С. Никитич, Структурные изменения в сплавах на основе никелида титана при деформации и их влияние на характеристики восстановления формы // Известия ВУЗов. Цветная металлургия, 1987, №4. с. 88-93

31. Инаекян К.Э. Исследование взаимосвязи структуры и функциональных свойств термомеханически обработанных сплавов с памятью формы на основе Ti-Ni: автореф. дис. канд. техн. наук: 05.16.01/ Инаекян Каринэ Эрне-стовна. - Москва, 2006. - 28 с.

32. Трубицына И.Б. Структурообразование и функциональные свойства сплавов Ti-Ni после интенсивной пластической деформации: автореф. дис. канд. техн. наук: 05.16.01/ Трубицына Ирина Борисовна. - Москва, 2005. - 28 с.

33. Андреев В.А. Разработка технологии производства и исследование функционально-механических свойств проволоки из сплава TiNi с эффектом памяти формы: автореф. дис. канд. техн. наук: 05.16.01/Андреев Владимир Александрович. - Санкт-Петербург, 2008. - 28 с.

34. Ооцука, К. Сплавы с эффектом памяти формы / К. Ооцука, К. Симид-зу, Ю. Судзуки и др. / Под ред. Фунакубо Х.: Пер. с японск. - М.: Металлургия, 1990. - 224 с.

35. T. Honma, Y. Shugo, M. Matsumoto, Affects of Additives V, Cr, Mn, Zr

on the Transformation Temperature of TiNi Compound // Bulletin of Research

Inst. Mineral Dressing and Metallurgy (Tohoku Univ.), 28 (1972) 209-219

119

36. S.F. Hsieh, S.K. Wu, H.C. Lin, Transformation temperatures and second phases in Ti-Ni-Si ternary shape memory alloys with Si < 2 at. % // Journal of Alloys and Compounds 339 (2002) pp. 162-166.

37. Пушин В.Г., Хачин В.Н., Иванова Л.Ю., Воронин В.П., Юрченко Л. И., Особенности микроструктуры и фазовых превращений в тройных сплавах Ti50Ni50-xCox с эффектом памяти формы. I. Предмартенситное состояние // ФММ. -1994. - Т.77. - Вып. 5. - с. 130 - 141

38. Пушин В.Г., Хачин В.Н., Иванова Л.Ю., Воронин В.П., Юрченко Л.И., Особенности микроструктуры и фазовых превращений в тройных сплавах Ti50Ni50-xCox с эффектом памяти формы. II. Ромбоэдрический мартенсит // ФММ. -1994. - Т.77. - Вып. 5. - с. 142 - 154

39. Пушин В.Г., Хачин В.Н., Юрченко Л.И., Муслов С.А., Иванова Л.Ю., Соколова А.Ю., Микроструктура и физические свойства сплавов системы Ti50Ni50-xFex с эффектами памяти. II. Упругие свойства // ФММ. -1995. - Т.79. - Вып. 4. - с. 70 - 76

40. Пушин В.Г., Хачин В.Н., Юрченко Л.И., Иванова Л.Ю., Соколова А.Ю., Микроструктура и физические свойства сплавов системы Ti50Ni50-xFex с эффектами памяти. III. Электронная микроскопия предмартенситных состояний // ФММ. -1995. - Т.79. - Вып. 4. - с. 77 - 86

41. Gyobu A., Kawamura Y., Horikawa H., Saburi T., Two-way shape memory effect of sputter-deposited Ti-rich Ti-Ni alloy films// Mater. Sci. Eng. A 273275 (1999) pp. 749-753.

42. Siegmann S. Vacuum plasma sprayed coatings and freestanding parts of Ni-Ti shape memory alloy / S. Siegmann, K. Halter, B. Wielage // Proc. of Int. Thermal Spray Conf. (ITSC 2002). - Essen, 2002. - P. 357-361.

43. Y. Yin, T. Kakeshita, M.S. Choi, T. Fukuda, T.D. Xia, Martensitic transformation and anomalies in resistivity of (Ti-50Ni)1-xCx (x=0.1, 0.5 at. %) shape memory alloys // Journal of Alloys and Compounds 464 (2008) pp. 422-428.

44. F. Chen, Y.X. Tong, X.L. Lu, X. Wang, B. Tian, L. Li, Y.F. Zheng, C.Y. Chung, L.W. Ma, Effect of graphite addition on martensitic transformation and damping behavior of NiTi shape memory alloy // Materials Letters 65 (2011) pp. 1073-1075

45. Y. Shugo, K. Yamauchi, R. Miyagawa, T. Honma, Effects of Carbon on the Ms Temperature and the Mechanical properties in TiNi Alloys // Bulletin of Research Inst. Mineral Dressing and Metallurgy (Tohoku Univ.), 38 (1982) 11-20

46. Y. Shugo, S. Hanada, T. Honma, Effect of Oxygen Content on the Martensite Transformation and Determination of Defect Structure in TiNi Alloys // Bulletin of Research Inst. Mineral Dressing and Metallurgy (Tohoku Univ.), 41 (1985) 23-34

47. Чуприна В. Г., Изучение процесса окисления никелида титана. I. Кинетика // Порошковая металлургия. - 1989. - № 4. - с. 75-80.

48. Чуприна В.Г., Изучение процесса окисления никелида титана. II. Фазовый состав // Порошковая металлургия. - 1989. - № 6. - с. 57-61.

49. V.G. Chuprina, I.M. Shalya, Reactions of TiNi with oxygen // Powder Metallurgy and Metal Ceramics, Vol. 41, № 1-2 (2002) pp. 85-89.

50. Коллеров М.Ю., Ильин А.А., Полькин И.С., Файнброн А.С., Гусев Д.Е., Хачин С.В., Структурные аспекты технологии производства полуфабрикатов из сплавов на основе никелида титана // Металлы. - 2007. - № 5. - с. 77-85.

51. S. Binder, W. Lengauer, P. Ettmayer, The Ti-N-Ni system: investigations relevant for cermet sintering // Journal of Alloys and Compounds, 177 (1991) pp. 119-127

52. W. Lengauer, A study of 5'-TiN1-x formation in temperature gradient diffusion couples // Journal of Alloys and Compounds, 179 (1992) pp. 289-297

53. Колачев Б.А., Ливанов В.А., Буханова А.А. Механические свойства титана и его сплавов. М.: Металлургия, 1974, 544 с.

54. T. Honma, Y. Shugo, M. Matsumoto, Affects of Additives V, Cr, Mn, Zr on the Transformation Temperature of TiNi Compound // Bulletin of Research Inst. Mineral Dressing and Metallurgy (Tohoku Univ.), 28 (1972) 209-219

55. Пушин В.Г., Юрченко Л.И., Хачин В.Н., Иванова Л.Ю., Соколова А.Ю., Микроструктура и физические свойства сплавов системы Ti50Ni50-xFex с эффектами памяти. I. Рентгенография и электросопротивление сплавов // ФММ. -1995. - Т.79. - Вып. 2. - с. 72 - 79

56. S.F. Hsieh, S.K. Wu, H.C. Lin, Transformation temperatures and second phases in Ti-Ni-Si ternary shape memory alloys with Si < 2 at. % // Journal of Alloys and Compounds 339 (2002) pp. 162-166

57. Головин И.С. Внутреннее трение и механическая спектроскопия металлических материалов: учеб./ И.С. Головин. - М.: Изд. дом МИСиС, 2012. - 247 с

58. Маркова Г.В. Эффекты неупругости при термоупругом мартенсит-ном превращении// Изв. ТулГУ. Сер. Материаловедение. -2000. №1. -С. 20-31

59. H. Jiang, C. Ke, S. Cao, X. Ma, X. Zhang, Phase transformation and damping behavior of lightweight porous TiNiCu alloys fabricated by powder metallurgy process // Trans. Nonferrous Met. Soc. China 23 (2013) 2029-2036

60. C. Chien, S.K. Wu, S.H. Chang, Damping Characteristics of Ti50Ni50-xCux (x=0~30 at. %) Shape Memory Alloys at a Low Frequency // Materials 2014, 7, 4574-4586

61. E. Villa, A. Tuissi, B. Coluzzi, A. Biscarini, G. Mazzolai, F.M. Mazzolai, Dependence on composition of the internal friction of Ni100-xTix alloys containing hydrogen // Materials Science and Engineering A 521-522 (2009) 175-177

62. I. Yoshida, T. Ono, M. Asai, Internal friction of Ti-Ni alloys // Journal of Alloys and Compounds 310 (2000) 339-343

63. H.C. Lin, S.K. Wu, M.T. Yeh, Damping Characteristics of TiNi Shape Memory Alloys // Metallurgical Transactions A V. 24A, No. 10 (1993) pp. 21892194

64. В.С. Постников, В.С. Лебединский, В.А. Евсюков, И.М. Шаршаков, М.С. Песин, О фазовых превращениях в интерметаллическом соединении TiNi // Физика металлов и металловедение. - 1970. - Т. 29. - №2. - С. 364-369

65. S.H. Chang, S.K. Wu, Internal friction of R-phase and B19' martensite in equiatomic TiNi shape memory alloy under isothermal conditions // Journal of Alloys and Compounds 437 (2007) 120-126

66. J. Van Humbeeck, Damping Properties of Shape Memory Alloys During Phase Transformation // Journal De Physique IV Vol 6, 1996, No 12, pp. 371-380

67. J. San Juan, M.L. No, Damping behavior during martensitic transformation in shape memory alloys // Journal of Alloys and Compounds 355 (2003) pp. 65-71

68. R.B. Perez-Saez, V. Recarte, M.L. No, J. San Juan, Anelastic contributions and transformed volume fraction during martensitic transformation // Physical Review B 57 (1998) No 10 pp. 5684-5692

69. J. San Juan, R.B. Perez-Saez, M.L. No. Internal Friction During Martensitic Transformation// Изв. ТулГУ. Сер. Материаловедение. -2002. №3. -С. 154167

70. Лабзова, Л.В. Закономерности структурообразования и формирования эффекта памяти формы в сплавах системы Fe(95-X)-Mn(X)-Si5 (x=23...30 ат. %): автореф. дис. на соиск. учен. степ. канд. тех. наук (05.16.01) / Лабзова Лилия Владимировна; «ФГБОУ ВПО Тульский государственный университет». - Тула, 2011. - 20 с.

71. Виноградова, В.Л. Магнитно-структурное превращение и функциональные свойства высокомарганцевых сплавов системы Mn-Cu: автореф. дис. на соиск. учен. степ. канд. тех. наук (05.16.01, 01.04.07) / Виноградова Виктория Львовна; «Тульский государственный университет». - Тула, 2002. - 24 с.

72. Скотникова, О.И. Фазовые превращения в сплавах на основе интер-металлидов NiAl и MnNi: автореф. дис. на соиск. учен. степ. канд. тех. наук

(05.16.01) / Скотникова Ольга Ивановна; «Тульский государственный университет». - Тула, 1997. - 20 с.

73. S.H. Chang, S.K. Wu, Inherent internal friction of B2-R and R-B19' mar-tensitic transformation in equiatomic TiNi shape memory alloy // Scripta Materia-lia 55 (2006) 311-314

74. S.H. Chang, S.K. Wu, Internal friction of B2-B19' martensitic transformation of Ti50Ni50 shape memory alloy under isothermal conditions // Materials Science and Engineering A 454-455 (2007) 379-383

75. Никелид титана. Медицинские материалы нового поколения / В.Э. Гюнтера и др. - Томск.: издательство МИЦ, 2006. - 296 с.

76. Е.П. Рыклина, С.Д. Прокошкин, А.А. Чернавина, Н.Н. Перевощико-ва, Исследование влияния термомеханических условий наведения и структуры на эффект памяти формы в сплаве Ti-Ni // Материаловедение, 2010, №1. с. 2-9.

77. Ю.К. Ковнеристый, С.Г. Федотов, Л.А. Матлахова, С.В. Олейникова, Эффекты запоминания формы и формообратимости сплава TiNi в зависимости от деформации // ФММ, 1986, Т. 62, №2. с. 344-348.

78. I. Martynova, V. Skorohod, S. Solonin, S. Goncharuk, Shape memory and superelasticity behavior of porous Ti-Ni material // Journal De Physique IV, Vol. 1, novembre 1991, pp. 421-426.

79. S.L. Zhu, X.J. Yang, D.H. Fu, L.Y. Zhang, C.Y. Li, Z.D. Cui, Stressstrain behavior of porous NiTi alloys prepared by powders sintering // Materials Science and Engineering A 408 (2005) pp. 264-268.

80. N. Sakurai, J. Takekawa, Shape Recovery Characteristics of NiTi Foams Fabricated by a Vacuum Process Applied to a Slurry // Materials Transactions, Vol. 47, No. 3 (2006) pp. 558-563.

81. Блантер М.С., Головин И.С, Головин С.А., Ильин А.А. Механическая спектроскопия металлических материалов. М.: МИА. -1994. -256 с

82. Потапова А.А. Структура и свойства конструкционных сплавов на основе TiNi, подвергнутых прокатке с импульсным током: дис. канд. техн. наук. ФГБОУ ВПО «МГИУ», Москва, 2014.

83. Фавстов, Ю.К. Металловедение высокодемпфирующих сплавов / Ю.К. Фавстов, Ю.Н. Шульга, А.Г. Рахштадт. - М.: Металлургия, 1980. - 272 с.

84. А.А. Ильин, М.Ю. Коллеров, В.И. Хачин, Д.А. Гусев, Медицинский инструмент и имплантаты из никелида титана: металловедение, технология, применение // Металлы, №3, 2002, с. 105-110.

85. Егоров Л.В., Моржин А.Ф. Электрические печи. - М.: Металлургия, 1975.-352 с.

86. Линчевский Б.В. Вакуумная металлургия стали и сплавов. - М.: Металлургия, 1970. 258 с.

87. M.H. Elahinia, M. Hashemi, M. Tabesh, S.B. Bhaduri, Manufacturing and Processing of NiTi implants: A review // Progress in Materials Science, No 57 (2012) pp. 911-946

88. Shape memory alloys - Processing, Characterization and Applications / Edited by Francisco Manuel Braz Fernandes. - InTech, Janeza Rrdine, 9 51000 Ri-jeka, Croatia, 2013, 290 p.

89. Мусатов М.И., Фаткуллина Л.П., Фридман А.Ш. и др. Исследование качества слитков и деформируемости сплава системы титан-никель // Металловедение и литье легких сплавов. М.: Металлургия, 1977. С. 237-246.

90. И.С. Полькин, Перспективы развития гранульной металлургии титановых сплавов // Технология легких сплавов, №4, 2011, с. 5-10.

91. В.Н. Ходоренко, В.Э. Гюнтер, М.И. Солдатов, Влияние термической обработки на эффекты памяти формы в пористом никелиде титана, полученном методом СВС // Известия высших учебных заведений. Физика, №10, 2010, с. 38-46.

92. Y. Zhao, M. Taya, Y. Kang, A. Kawasaki, Compression behavior of porous NiTi shape memory alloy // Acta Materialia, No 53 (2005) pp. 337-343

93. S. Wisutmethangoon, N. Denmud, L. Sikong, W. Suttisripok, Mechanical Prorerties of Porous NiTi Alloy Synthesized by SHS Technique // Proc. of PSU-UNS Inter. Conf. on Engineering Technologies, ICET 2009, Novi Sad, April 2830, 2009, pp. 276-279

94. Ясенчук Ю.Ф., Гюнтер В.Э. Влияние начальной температуры горения на микро- и макроструктуру никелида титана, полученного методом СВС // Фундамент, проблемы современного материаловед. — 2005. — № 1. - С. 24-28.

95. В.И. Итин, В.Н. Хачин, В.Э. Гюнтер, А.Д. Братчиков, Д.Б. Чернов, Получение никелида титана методом СВС // Порошковая металлургия, 1983. №3. С. 4-6.

96. В.И. Итин, А.Д. Братчиков, Н.В. Никитина Н.Н. Апаров, Фрактогра-фия изломов пористых интерметаллидов TiNi и TiCo // Порошковая металлургия, 1985. №6. С. 78-81.

97. Г.И. Аксенов, И.А. Дроздов, А.М. Сорокин, Д.Б. Чернов, Ю.А. Атякшев, Фазовый состав и свойства спеченных образцов, спрессованных из порошковой смеси никеля и титана // Порошковая металлургия, 1981. №5. С. 39-42.

97. И.Ф. Мартынова, В.В. Скороход, С.М. Солонин, Особенности эффекта запоминания формы в пористом материале никель-титан // Порошковая металлургия, 1981. №12. С. 41-45.

99. Г.И. Аксенов, И.А. Дроздов, Д.Б. Чернов, А.А. Уваров, Ю.А. Атяк-шев, Получение никелида титана спеканием уплотненных порошковых смесей никеля с титаном за счет взаимной диффузии и без образования жидкой фазы // Порошковая металлургия, 1983. №12. С. 40-46.

100. S. Wu, C.Y. Chung, X. Liu, P.K. Chu, J.P.Y. Ho, C.L. Chu, Y.L. Chan,

K.W.W. Yeung, W.W. Lu, K.M.C. Cheung, K.D.K. Luk, Pore formation mechan-

126

ism and characterization of porous NiTi shape memory alloys synthesized by capsule-free hot isostatic pressing // Acta Materialia 55 (2007) pp. 3437-3451.

101. D.C. Lagoudas, E.L. Vandygriff, Processing and Characterization of Ni-Ti Porous SMA by Elevated Pressure Sintering // J. Intelligent Material Systems & Structures 13 (2002) pp. 837-850.

102. X.P. Zhang, H.Y. Liu, B. Yuan, Y.P. Zhang, Superelasticity decay of porous NiTi shape memory alloys under cyclic strain-controlled fatigue conditions // Materials Science and Engineering A 481-482 (2008) pp. 170-173.

103. H.J. Jiang, C. Ke, S. Cao, X. Ma, X. Zhang, Phase transformation and damping behavior of lightweight porous TiNiCu alloys fabricated by powder metallurgy process // Trans. Nonferrous Met. China 23 (2013) pp. 2029-2036.

104. Воробьев, Н.А. Механические свойства и структура дисков из гранулированного сплава ВТ3-1/ Н.А. Воробьев, К.М. Борзецовская, Т.И. Бар-мина // Металлургия сплавов: сб. статей. - М.: Изд. ВИЛС, 1984. Вып. 2. С. 176.

105. Бармин, Ю.К. Оценка уровня свойств заготовок из гранул альфа-сплавов титана/ Ю.К. Бармин, А.С. Кудрявцев, Т.М. Привалова [и др.] // Металлургия сплавов: сб. статей. - М.: Изд. ВИЛС, 1984. Вып. 2. С. 183.

106. Согришин, Ю.П. Исследование деформируемости в изотермических условиях и качесвта компактных заготовок из гранул титановых сплавов / Ю.П. Согришин, К.М. Борзецовская, Т.И. Бармина [и др.] // Металлургия сплавов: сб. статей. - М.: Изд. ВИЛС, 1984. Вып. 2. С. 194.

107. Гарибов, Г.С. Металлургия гранул в авиадвигателестроении / Г.С. Гарибов // Технология легких сплавов. 2001. №5-6. С. 138. Фаткуллин, О.Х. Современное состояние металловедения быстрозакаленных жаропрочных сплавов / О.Х. Фаткуллин // Технология легких сплавов. 2005. №1-4. С.24.

108. Быков, Ю.Г. Исследование влияния дисперсности микростурктуры никелевого сплава / Ю.Г. Быков, И.М. Разумовский // Перспективные материалы. 2010. №1. С. 10.

109. Логачева, А.И. Гранулированный сплав с эффектом памяти формы на основе никелида титана для изделий космической техники / А.И. Логачева // Металлы. 2014. №6. С. 89-94

110. Касимцев, А.В. Физико-химия и технология получения порошков интерметаллидов, тугоплавких соединений и композиционных материалов гидридно-кальциевым методом: автореф. дис. на соиск. учен. степ. док. тех. наук (05.16.06) / Касимцев Анатолий Владимирович; «Национальный исследовательский технологический университет «МИСиС». - М, 2010. - 44 с.

111. В.В. Жигунов, А.В. Касимцев, Структурный фактор в процессах получения порошков интерметаллидов // Известия ВУЗов. Цветная металлургия 2005. №4. С. 63-66.

112. В.В. Жигунов, К.В. Жигунов, А.В. Касимцев, А.И. Лавит, Роль жидкофазной фазы в процессе синтеза никелида титана // Известия ТулГУ. Естественные науки. 2009. №3. С. 189-197.

113. Касимцев А.В., Левинский Ю.В. Гидридно-кальциевые порошки металлов, интерметалидов, тугоплавких соединений и композиционных материалов. М.: Изд-во МИТХТ. 2012. - 247 а

114. Порошковая металлургия сталей и сплавов / Ж.И. Дзнеладзе, Р.П. Щеголева, Л.С. Голубева и др. - М.: Металлургия, 1978. - 264 с.

115. Диаграммы состояния двойных металлических систем: Справочник: В 3 т.: Т. 1/Под общ. ред. Н.П. Лякишева. - М.: Машиностроение, 2001. 872 с.

116. Способы металлографического травления. Справочник // М. Бек-керт, Х. Клемм - М.: Металлургия, 1988. - 204 с.

117. Шелехов Е.В., Свиридова Т.А. Программы для рентгеновского анализа поликристаллов// МиТОМ. 2000. №8. С. 16-19.

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

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

120. Патент РФ № 92538, МПК8 G01N 3/38. Архангельский, С.И., Лабзо-ва, Л.В., Маркова, Г.В., Чуканов, И.В. Устройство для измерения параметров восстановления формы в материалах

121. Фридман Я. В. Механические свойства металлов. Т. 1. - М.: Машиностроение, 1974. - 472 с.

122. Шишкин С. В. О теоретических взаимосвязях термомеханических диаграмм при растяжении, сжатии и кручении для сплавов с эффектом памяти формы // Заводская лаборатория - 1994. - № 1. - С. 32-37.

123. Кипарисов С.С., Либенсон Г.А. Порошковая металлургия: Учебник для техникумов - 3-е изд., перераб. - М.: Металлургия, 1991, 432 с.

124. Порошковая металлургия и напыленные покрытия: Учебник для вузов. В.А. Анциферов, Г.В. Бобров, Л.К. Дружинин и др. М.: Металлургия, 1987. 792 с.

125. Gruner W., John A. Distinction of oxygen species in form of organic contaminations, surface oxides and bulk-oxygen for carbonitride powders // Fresenius Journal of Analytical Chemistry, v. 346, 1993, p. 964-967

126. Красовский П.В., Благовещенский Ю.В., Григорович К.В. Определение содержания кислорода в нанопорошках системы W-C-Co // Неорганические материалы, №8, т. 44, 2008, с. 1-6

127. Венедиктова И.П., Шибаев С.С., Шибаева Т.В., Григорович К.В. Разработка методики фракционного газового анализа кислорода в дисперсных порошках меди // Перспективные материалы, №9, 2010, с. 48-51

128. Шибаев С.С., Шибаева Т.В., Венедиктова И.П., Григорович К.В. Определение форм присутствия кислорода в наноразмерных порошках методами газового анализа // Перспективные материалы, №9, 2010, с. 294-299

129. Gruner W. Determination of oxygen in oxides by carrier gas hot extraction analysis with simultaneous COx detection // Fresenius Journal of Analytical Chemistry, v. 365, 1999, p. 597-603

130. Y. Le Friec, P. Rogl, J. Bauer Investigation of the Nitrogen-Nickel-Titanium System: The Isothermal Section at 900 oC//J. Phase Equilibria,19 (1998) No 2, pp 112-123.

131. Г.В. Маркова, А.В. Касимцев, А.В. Шуйцев, Т.А. Свиридова, Особенности структурообразования спеченного интерметаллида TiNi // Материаловедение 2015. № 3, С. 31-35.

132. G.V. Markova, A.V. Kasimtsev, A.V. Shuytsev, T.A. Sviridova, The features of structure formation of TiNi sintered intermetallic compound // Inorganic Materials: Applied Research 6 (2015) No 4, pp 350-354.

133. A.V. Kasimtsev, G.V. Markova, A.V. Shuitsev, Yu.V. Levinskii, T.A. Sviridova, A.V. Alpatov, Change in structure during consolidation of calcium hydride powders of TiNi intermetallic // Metallurgist, Vol. 58, Nos. 11-12, March, 2015, pp. 1038-1045.

134. А.В. Касимцев, Г.В. Маркова, А.В. Шуйцев, Ю.В. Левинский, Т.А. Свиридова, А.В. Алпатов, Изменение структуры при консолидации гид-ридно-кальциевых порошков интерметаллида TiNi // Металлург 2014. № 11. С. 108-114.

135. А.В. Касимцев, Г.В. Маркова, А.В. Шуйцев, Ю.В. Левинский, Т.А. Свиридова, А.В. Алпатов, Порошковый гидридно-кальциевый интерме-таллид TiNi // Известия ВУЗов. Порошковая металлургия и функциональные покрытия. 2014. № 3. С. 31-37.

136. Лихачев, В.А. Эффект памяти формы / В.А. Лихачев, С.Л. Кузьмин, З.П. Каменцева. - Л.: Изд-во ЛГУ, 1987. - 218 с.

137. Laizhong L., Zhang Jinxiu Z., Internal friction and Dilatometric Quantitative Analysis of the isothermal Martensitic Transformation in Fe-Ni-C Alloys// J. de Physique.-1985.-46.- pp. C10-657.

138. Gremaud G., Bidaux J.E., Benoit W. Stude a basse frequence des pics de frottement interieur associes a une transition de phase du 1er ordre.// Helvetica Physica Acta.- 1987.- V.60.-P.947-958.

139. Головин И.С., Батайярд Л., Шинаева Е.В. Механизм дислокационно-примесного взаимодействия в В2-фазе никелида титана и кинетика бездиффузионного превращения В2-фазы при охлаждении// Металлы.-1997.-12.-С.78-90.

140. Zhu J.S., Schaller R., Benoit W. Internal friction transitory effects associated with martensitic transformation in NiTi alloys//Phys.Stat.Sol.(A). -1988. -108.- P.613.

141. Постников В.С., Шаршаков И.М., Комаров В.Г. Внутреннее трение в монокристаллах сплава Cu-Al-NiZ/ФММ. -1972.-Т.33, №1.-С.222-224

142. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. Учебник. — 3-е изд., испр. и доп. — М.: Металлургия, 1978. — 392 с.

143. G.V.Markova, A.V.Shuytcev, A.V.Kasimtcev Study of Martensitic Transformation in TiNi Intermetallic by the Methods of Low Frequency Internal Friction.//Materials Science Forum V. 738-739 (2013) pp 377-382

144. Маркова Г.В., Шуйцев А.В. Исследование термоупругого мартен-ситного превращения в сплаве TiNi методами механической спектраско-пии//Материалы II Междунар. конф. Многомасштабное моделирование структур, строения вещества, наноматериалы и нанотехнологи. - Тула: ТГПУ, 2013. - с. 153-161.

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