Влияние деформации на мартенситные превращения и эффект памяти формы в сплавах на основе никелида титана тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.07, кандидат физико-математических наук Малеткина, Татьяна Юрьевна

• Малеткина, Татьяна Юрьевна
• кандидат физико-математических наук
• 1999

Оглавление диссертации кандидат физико-математических наук Малеткина, Татьяна Юрьевна

Содержание

стр.

Введение

1. Мартенситные превращения и эффекты памяти формы в сплавах на основе ТлМ

1.1 Диаграмма состояния и кристаллическая структура (3-фазы

никелида титана

1.2. Диаграмма мартенситных превращений никелида титана и сплавов на его основе

1.3. Кристаллическая структура и кристаллографические характеристики мартенситных фаз в никелиде титана

1.4. Эффекты памяти формы в сплавах на основе Тл№

1.4.1. Влияние внешнего напряжения на мартенситные превращения

1.4.2. Структурный механизм мартенситной деформации и эффекта памяти формы

1.4.3 Связь мартенситной деформации и эффектов памяти формы с механическими свойствами в сплавах на основе ТТО

1.4.4 Влияние предварительной пластической деформации на параметры эффектов памяти формы

2. Постановка задачи. Материалы и методы исследования

2.1. Постановка задачи

2.2. Материалы и методы исследований

3. Влияние внешней нагрузки на параметры эффекта памяти формы в сплавах на основе никелида титана

титана

3.2 Влияние внешнего напряжения на параметры эффекта памяти формы и температурные интервалы мартенситных пре-

вращений сплава ТН-10

4. Влияние деформации на мартенситные превращения и эффекты

памяти формы в двойных сплавах на основе TiNi

4.1. Влияние пластической деформации на характеристические температуры мартенситных превращений в сплавах на основе TiNi

4.2. Влияние деформации на эффекты памяти формы

5. Влияние температурно-силового воздействия на характеристики

эффекта памяти формы в сплавах на основе TiNi

5.1. Влияние температуры на изменение внутренних напряжений предварительно деформированного сплава на основе TiNi

5.2. Структурные превращения при эффекте памяти формы в температурном интервале Мн Md в сплавах на основе TiNi '

5.3. Температурная зависимость изменения напряжений при охлаждении после деформации сплавов на основе TiNi

5.4. Влияние деформации на характеристики кристаллических структур сплава ТН-10

Приложение. Разработка имплантируемых конструкций дилати-

рующих систем из сплавов на основе TiNi в оториноларингологии

1. Эндопротез-дилататор для формирования лобно-носового соустья

2. Дистракторы-носорасширители для эндоназальной хирургии

Выводы

Литература

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Влияние деформации на мартенситные превращения и эффект памяти формы в сплавах на основе никелида титана»

Введение

В 50 - 60-е годы были открыты необычные свойства памяти формы и сверхэластичности при фазовых превращениях мартенситного типа у целой серии сплавов на основе цветных и благородных металлов. Научной основой для понимания этих свойств в металлических материалах явилось представление о фазовых переходах в твёрдом теле и термоупругом равновесии при фазовых переходах мартенситного типа, развитое Г.В. Курдю-мовым и Л.Г. Хандросом в конце 40-х годов [1-3]. Широкие перспективы практического использования уникальных свойств сплавов активизировали экспериментальные и теоретические исследования мартенситных превращений и обусловленных ими эффектов памяти формы и сверхэластичности, что привело к созданию новых научных направлений на стыке физики, техники и медицины [4-7].

Использование сплавов с памятью формы в конкретных конструкциях и устройствах требует специального исследования, выбора и разработки сплавов с определёнными параметрами формоизменения применительно к каждому техническому решению с учётом конструктивных особенностей и условий использования.

Основные направления применения сплавов с памятью формы в медицине связаны с использованием их меняющихся физико-механических свойств при изменении температуры, напряжения и деформации. Наряду с общими требованиями высокой прочности и пластичности, упругости и жёсткости, износостойкости и вязкости разрушения к механическим свойствам сплавов, проявляющих эффекты памяти формы, предъявляются специальные требования - высокая степень восстановления формы (то есть низкий уровень недовозврата г|), большая величина обратимой деформации при нагреве (е0бр), низкие значения напряжения мартенситного сдвига в мартенситном состоянии (ст^), способность сплавов создавать в заданном температурном интервале значительные по величине напряжения

(создавать заданный уровень развиваемых усилий), большая величина максимального напряжения мартенситного сдвига и высокие значе-

ния максимальной температуры М<ь при которой возможно возникновение мартенсита под действием напряжений. Сплавы на основе интерметаллического соединения Тл№ проявляют весь комплекс данных свойств [5,8,9,10].

Имеющийся в литературе материал свидетельствует о сложных закономерностях влияния различных факторов на формовосстановление и другие характеристики эффектов памяти формы в сплавах на основе ИМ как при нагревании, так и при охлаждении.

Установлено, что закономерности проявления неупругих свойств (эффект памяти формы и сверхэластичности) зависят от состава сплавов, структуры мартенситных фаз и предмартенситных состояний, количества и последовательности мартенситных превращений, упругих и пластических свойств сплава и предшествующих термической и механической обработок.

Мартенситное превращение, являясь существенно неравновесным процессом, неизбежно сопровождается образованием дефектной макроструктуры и неоднородных полей внутренних напряжений. Анализ литературных данных показывает, что пластическая деформация в сплавах на основе никелида титана может реализовываться за счёт мартенситного превращения В2 <-» В19' [4,9]. Вклад пластической деформации в этом случае зависит от химического и фазового состава сплава и уровня его предела текучести [9,10]. Присутствие внешнего напряжения усиливает этот процесс и тем больше, чем больше величина напряжения [9-13]. При охлаждении напряжённого материала через интервал мартенситных превращений происходит накопление деформации за счёт ориентирующего роста мартенситных кристаллов, а при нагреве имеет место обратный процесс - возврат деформации. Закономерности данного обратимого эффекта изменения формы качественно достаточно хорошо изучены в эксперименте. При

этом величина внешнего напряжения выбиралась, как правило, таким образом, чтобы не превышать ресурса мартенситной деформации [9-13]. Вместе с тем при практическом использовании внешнее напряжение часто достигает таких значений, когда начинает давать свой вклад пластическая составляющая деформации, которая может как стимулировать мартенситное превращение, так и подавлять его. Параметры эффекта обратимого изменения формы при этом значительно изменяются, смещается и температурный интервал формоизменения. Таким образом, величина и параметры эффекта будут определяться результатом конкуренции двух одновременно протекающих процессов - мартенситной и пластической деформаций. Систематических исследований данного вопроса не проводилось.

Приводя к деформационному упрочнению материала, предварительная пластическая деформация вызывает рост его предела текучести и, как следствие, препятствует пластическому течению при обратимом изменении формы под постоянным внешним напряжением. В результате вклад пластической деформации сводится к минимуму и возрастает доля мартенситной деформации, обусловливающей высокую степень восстановления формы при эффекте памяти формы [14]. С другой стороны высокая плотность дефектов в результате пластической деформации препятствует реализации мартенситных превращений в полном объёме материала и может снижать параметры эффекта памяти формы. Таким образом, сочетанием предварительной деформации материала и внешней нагрузки можно не только регулировать параметры обратимого изменения, но и достичь высоких значений мартенситной деформации и степени восстановления формы. Для этого необходимо знать закономерности влияния пластической деформации на характеристики мартенситных превращений и параметры эффектов памяти формы в зависимости от величины нагрузки, фазового состава сплава, предела текучести и предварительной термомеханической обработки материала. Несмотря на практическую значимость, систематических исследований по данной проблеме проводилось очень мало. Мно-

гочисленные работы специалистов [13-26] не дают ответа на конкретные вопросы влияния деформационного наклёпа на параметры эффектов памяти формы в сплавах на ИМ. В работах [9,13-16,24] показано, что в ни-келиде титана интенсивность развития пластической деформации и, соответственно эффективность проявления свойств памяти формы, зависят от механических свойств материала, характера и условий реализации мартен-ситного превращения В2 <-» В19'. При этом главными условиями низкого вклада пластической составляющей деформации и обеспечения высоких параметров памяти являются предмартенситная неустойчивость решётки, наличие «мягкого» модуля в момент превращения и высокий предел текучести матрицы [9,12]. Понижение модуля сдвига в интервале мартенситных превращений в условиях низкого предела текучести может привести к интенсификации пластической деформации [9,25]. Исследования влияния деформации на характеристики мартенситных превращений и эффекты памяти формы проводились, как правило, после деформации материала в мартенситном состоянии [20,26]. Было обнаружено, что предварительная деформация в мартенситном состоянии значительно расширяет интервалы мартенситных превращений, смещая температуру начала фазовых переходов в область более высоких температур, а температуру их завершения в область низких температур [21]. В работе [23] сделан вывод, что температуры начала мартенситных превращений Мн и Ан изменяются только до деформации 7 %, а затем практически не изменяются. По данным разных авторов [20,22,23] величина обратимой деформации и степень восстановления формы с увеличением предварительной деформации растут и достигают максимума при деформации растяжением на 7-12 %, а увеличение деформации подавляет эффекты памяти формы. В то же время в работе [13] показано, что очень малая деформация (0.3 %) приводит к недовозврату. Можно предположить, что неоднозначность приведённых выше данных обусловлена разным составом исследуемых сплавов и различной предшествующей термомеханической обработкой, значительно изменяющей

структуру сплавов. Немаловажное значение имеет в этом случае способ деформации, её скорость и методы исследования. Практически нет экспериментальных исследований закономерностей изменения формы при напряжениях, вызывающих деформацию, превышающую ресурс мартенсит-ной деформации. Отсутствуют исследования по влиянию предварительной деформации и температуры деформирования на параметры формоизменения под постоянной нагрузкой и в условиях фиксированной деформации с одновременным исследованием параметров тонкой кристаллической структуры. Представляет несомненный интерес исследование влияния деформации на характеристики мартенситных превращений на всех стадиях деформационного упрочнения вплоть до аморфизации или разрушения материала.

В данной работе исследовано влияние деформации на мартенситные превращения и параметры эффектов памяти формы в сплавах на основе никелида титана.

Работа содержит введение, 5 глав, приложение, выводы и список цитируемой литературы. Содержание разделов следующее.

Первая глава посвящена анализу современного состояния проблемы исследования закономерностей мартенситных превращений и проявления эффектов памяти формы. Рассмотрены основные характеристики мартенситных превращений и их изменение под влиянием внешнего напряжения и деформации материала. Особое внимание уделено мартенеитным превращениям в сплавах на основе Т1№ и обусловленным ими закономерностям проявления неупругих свойств в зависимости от состава сплавов, структуры мартенситных фаз и предмартенситных состояний, количества и последовательности мартенситных превращений, упругих и пластических свойств сплава и предшествующей термической и механической обработок. Проведён критический анализ исследований по влиянию деформации на характеристики мартенситных превращений и параметры эффектов памяти формы и физико-механические свойства сплавов на основе Тл№.

В качестве наиболее информативных методов решения этих проблем выделены рентгеноструктурный анализ, методы электросопротивления и макродеформации.

Вторая глава посвящена постановке задач и обоснованию выбора материалов. Описаны способы получения сплавов, изготовления образцов для испытаний и экспериментальные методики.

В третьей главе настоящей работы изложены результаты исследования закономерностей влияния внешнего напряжения на характеристики эффекта памяти формы под постоянным внешним напряжением в широком интервале температур. Внешнее напряжение изменяет подвижность межфазных границ раздела и оказывает ориентирующее влияние на зарождение и рост мартенситных кристаллов. Установлено, что параметры эффектов памяти формы в сплавах на основе ИМ существенно зависят от величины приложенного напряжения, фазового состава сплава, температуры нагружения и величины критического напряжения мартенситного сдвига. Наибольшая деформация материала в процессе приложения нагрузки наблюдается в двухфазной области, соответствующей малым значениям критического напряжения мартенситного сдвига. При этом эффект памяти формы наиболее полно реализуется после предварительного нагружения в высокотемпературном состоянии с величиной внешней нагрузки порядка 100 МПа. При увеличении нагрузки происходит заметное накопление пластической деформации и уменьшение величины обратимой деформации.

В четвёртой главе рассмотрены особенности влияния предварительной деформации растяжением и прокаткой на характеристические температуры начала мартенситных превращений и параметры эффекта памяти формы: величину общей деформации, накопленной при термоциклирова-нии под нагрузкой, обратимую и остаточную деформации. Установлена нелинейная зависимость характеристических температур начала мартенситных превращений от величины деформации. Интенсивное понижение температур Тр> и Мн при небольшой величине предварительной деформа-

ции прокаткой связано с формированием упруго-напряжённого состояния, обусловленного накоплением необратимых дефектов дислокационной природы, препятствующих движению межфазной границы. Дальнейшее увеличение степени пластической деформации ведёт к увеличению упругих полей напряжений. В локальных областях величина внутренних напряжений становится достаточной, чтобы стимулировать образование мартенсита при более высоких температурах. Температуры начала мартенситных превращений при этом повышаются. Минимум на зависимости характеристических температур начала мартенситных превращений от степени предварительной деформации зависит от состава сплава и его предела текучести.

Предварительная пластическая деформация до уровня 20 30 % приводит к значительному снижению деформации нагружения, общей накапливаемой при формоизменении деформации, обратимой деформаций и увеличению остаточной деформации. Изменение параметров эффекта памяти формы обусловлено увеличением плотности дислокаций и разориен-тацией зерен, в результате чего снижается подвижность межфазных границ, уменьшается возможность прорастания мартенситного кристалла из одного зерна в другое и направленное развитие мартенситного превращения в соответствии с направлением внешних приложенных напряжений.

В пятой главе представлены результаты исследования влияния предварительной деформации растяжением и температуры деформирования на величину и температурный интервал развиваемых усилий, мартенситные превращения и параметры тонкой кристаллической структуры исследуемых фаз. Наиболее высокие значения развиваемых усилий при нагреве сплавы на основе Т[№ проявляют после предварительной деформации на 7 т 8 % в полностью мартенситном состоянии. Температура Ма, соответствующая максимальному значению развиваемых усилий, имеет наиболее высокие значения при деформировании ниже интервала мартенситных превращений. В работе установлено, что в Т£№ рост развиваемых материа-

лом усилий может быть получен не только при нагреве, но и при охлаждении. Показано, что температурная зависимость внутренних напряжений в заневоленном после предварительной деформации сплаве, как при нагреве, так и при охлаждении качественно отражает температурную зависимость напряжения мартенситного сдвига. Предложен экспресс-метод получения температурной зависимости напряжения мартенситного сдвига и определения температуры Мд. Определены условия оптимального деформирования сплавов И№ для получения широкого температурного интервала существования мартенсита и высоких развиваемых усилий.

В приложении представлены результаты работы, связанные с решением конкретных задач применения сплавов на основе никелида титана в одной из важных областей медицины - оториноларингологии.

Автор защищает:

1. Закономерности влияния деформации на проявление эффекта памяти формы в сплавах на основе никелида титана при различных структурных превращениях в условиях изменения температуры и напряжения.

2. Установленные для сплавов на основе никелида титана закономерности изменения деформации и параметров кристаллических структур мартенситных превращений. Предложенные условия регулирования характеристик формоизменения при эффектах памяти формы.

3. Метод определения температурной зависимости критического напряжения мартенситного сдвига, позволяющий прогнозировать характеристики эффекта памяти формы в сплавах на основе никелида титана и осуществлять выбор материала для конкретных изделий.

I. Мартенситные превращения и эффекты памяти формы в

сплавах на основе ТЖь

Сплавы на основе ннкелнда титана обладают высокими физико-механическими, технологическими свойствами и хорошо выраженным эффектом памяти формы. Научной основой для понимания эффекта памяти в металлических материалах явилось представление о фазовых переходах в твёрдом теле и термоупругом равновесии при фазовых переходах мартенситного типа, развитое Г.В.Курдюмовым и Л.Г.Хандросом в конце 40-х годов [1-3]. Термоупругое мартенситное превращение реализуется при охлаждении, либо активном нагружении материала и осуществляется в наиболее чистом и полном виде в тех системах, где оно обратимо с небольшой (десятки градусов и меньше) шириной петли гистерезиса [15,27,28]. Обратное превращение осуществляется возвратным движением мартенситных границ. Возникающая при действии внешнего напряжения макроскопическая деформация при термоупругом мартенситном превращении (как и пластическая) нелинейно зависит от напряжения и сопровождается диссипацией энергии, а после разгрузки может сохраняться и восстанавливаться при последующем нагреве. То есть эта деформация (как и упругая) полностью обратима. Такой вид деформации получил название неупругой или мартенситной деформации [11,27,29].

В основе проявления эффекта памяти формы лежит обратимое накопление мартенситной деформации, определяемое механизмами накопления и возврата деформации и такими внешними параметрами, как температура и механическое напряжение [27,30]. В зависимости от того, изменение какого параметра является определяющим в процессе возврата накопленной деформации, все эффекты, связанные с восстановлением формы, можно разделить на три группы: 1) деформационные эффекты, обусловленные изменением е при постоянном а или Т; 2) силовые эффекты, обусловленные

изменением а при постоянном параметре 8 или Т; 3) температурные эффекты, обусловленные изменением параметра Т при постоянстве а или в [29].

Эффект памяти формы в никелиде титана был обнаружен на сплаве эквиатомного состава [31]. Однако дальнейшие исследования [4,9,10,12,13,15] показали, что сплавы на основе никелида титана, то есть с небольшим отклонением от стехиометрии (в интервале области гомогенности), и легированные одним или несколькими элементами периодической системы, обладают широким спектром неупругих свойств, различных по температуре, величине и гистерезису.

В данной главе представлен обзор закономерностей проявления эффектов памяти формы в сплавах на основе никелида титана при различных структурных превращениях. Рассмотрена связь эффектов памяти формы с механическими свойствами. Дан обзор исследований по влиянию деформации на мартенситные превращения и эффекты памяти формы в сплавах на основе никелида титана.

1.1 Диаграмма состояния и кристаллическая структура (3-фазы никелида титана.

Первые исследования структуры соединения ТТ№, проведенные Лаве-сом и Вальбаумом [32], показали существование упорядоченной сверхструктуры типа СбС1 в высокотемпературной ¡3-фазе. Впоследствии проводились многочисленные исследования кристаллической структуры никелида титана методами рентгеноструктурного анализа, электросопротивления, электронной микроскопии и нейтроннографии. Подробный обзор этих работ представлен в работе [33]. На основании полученных результатов разными исследователями были построены диаграммы состояния системы ТТ№, которые приведены на рис. 1.1. Расхождение результатов можно объяснить разными методами приготовления материала, различной термообработкой и чистотой сплавов.

30 40 50 60 70 См, (ат.%) Рис. 1.1 Диаграмма состояния вблизи эквиатомного состава соединения Тл№ по данным различных исследователей [15]: 1- Дувез и Тейлор; 2- Марголин и др; 3- Пул и Юм-Розери; 4- Парди и Парр; 5- Хирано и Оучи.

3 , 3

у, 10 кг/м

0,301-

1- эксперимент _ 2- теория

р, ЮЪ.Ш 95

48 49 50 51 М, ЗТ% 48 49 50 51 N1, ат% 48 49 50 51 N1, ЭТ%

Рис. 1.2 Концентрационные зависимости: а - параметра решетки; б - плотности; в - электросопротивления [42]

В настоящее время общепризнано, что гомогенный интервал интерметаллического соединения ТТ№ лежит в пределах 49 - 53 ат. % N1 при температуре 1073 К и 49.5 - 51 ат. % N1 при температуре 673 К [15]. В этом интервале сплавы являются однофазными с высокой степенью однородности в распределении компонентов. За пределами области гомогенности уже при высокой температуре происходит распад с выделением фаз ТЪ№ и Тл№з при отклонении концентрации в сторону обогащения Т1 и N1 соответственно. Образованию фазы Т1№з могут предшествовать промежуточные метастабильные фазы с избытком никеля ТЪ№з, "ПцМт и Т1з№ [34], последовательность появления которых зависят от состава, температуры и времени отжига [35]. Формирование выделений вызывает изменение химического состава, тонкой атомной структуры и упруго-напряжённого состояния |3-фазы.

Соединение ТлМ и сплавы на его основе в аустенитном высокотемпературном состоянии в пределах области гомогенности имеют ОЦК-решётку, упорядоченную по типу СбС1 (В2) и являются твёрдыми растворами замещения [15]. Параметр решётки эквиатомного состава равен 3.02

А и несколько снижается при отклонении от стехиометрии [15].

В области гомогенности степень дальнего порядка г) = 0.82 ± 0.05 практически не изменяется вплоть до линии солидуса, т.е. до температуры плавления ТТ№. Низкие значения г), согласно работам [35-39], обусловлены тем, что в сплавах Тл№ наряду с упорядочением по типу СбС1 при охлаждении вблизи температур 800 - 1000 К в области стехиометрического состава происходит упорядочение дефектов замещения (упорядочение атомов N1 на узлах подрешётки Тл вследствие диффузионной подвижности атомов N1 при высоких температурах).

О возможном существовании в "ПМ дефектной структуры замещения впервые было высказано предположение Даутовичем и Парди [40]. Рентге-ноструктурным методом в работе [35] подтвердили наличие большого количества точечных дефектов, связанных с локальным разупорядочиванием

или отклонением от стехиометрии, которые одновременно являются и дефектами порядка. Расширив методы исследования, авторы работы [41] пришли к заключению о существовании в структуре ТТ№ не только дефектов замещения (антиструктурных дефектов, когда атомы меняются местами), но и трипл-дефектов. Трипл-дефекты образуются когда при увеличении концентрации титана возрастает концентрация вакансий на никелевой подрешётке (вакансии замещения), а при увеличении концентрации никеля увеличивается концентрация атомов никеля на подрешётке титана.

Экспериментальные результаты исследования концентрационной зависимости параметра решётки, плотности и электросопротивления [42], а также расчёт потенциалов межатомного взаимодействия в соединении Т[№ [43] и сопоставление полученных данных с измерениями удельной плотности и теоретическим расчётом плотности по параметру решётки (рис. 1.2,6) привели к выводу о преимущественном положении вакансий на подрешётке никеля. То есть при увеличении концентрации титана возрастает концентрация вакансий на никелевой подрешётке, а при увеличении концентрации никеля - концентрация антиструктурных атомов никеля на подрешётке титана, что обеспечивает высокую подвижность атомов никеля по сравнению с атомами титана в соединении Т1№ [41].

Различная роль двух подрешёток в образовании вакансий сказывается в скорости образования фаз выделений в Т1М (Пг№ и Т1№) и, как следствие, определяет многие характеристики мартенситных превращений и физико-механические свойства сплавов на основе Т1М .

О роли вакансий в процессах зарождения и роста новой фазы в литературе не сложилось единого мнения. В работе [35] предполагается, что самостоятельную роль в процессах зарождения и роста вакансии играть не могут, поскольку их концентрация на обеих подрешётках при температурах ниже 400 К очень мала. Однако, в работах [44,45] разрабатывается модель зарождения мартенсита на комплексах дефектов, согласно которой смягчение модулей упругости в предмартенситной области приводит к

диффузии точечных дефектов и их упорядочению. Возникающие около некоторых комплексов точечных дефектов поля напряжений смещения могут быть спусковым механизмом МП в материалах с В2-структурой [44].

Электронно-микроскопические исследования [3-фазы в предпереход-ной области задолго до начала мартенситных превращений выявили набор экстрарефлексов, свидетельствующих, как полагают авторы работ [46-49], о порядке смещений не только ближнем, но и мелкодоменном дальнем. Эти смещения возникают в локальных областях вокруг атомов примеси замещения (дефектов замещения) в условиях усиливающегося ан-гармонизма решётки (3-фазы при понижении температуры [46,47]. Ближний порядок смещений атомов (БПС) формируется, по мнению авторов, в виде микродоменов и является результатом перетасовочных коротковолновых смещений атомов, сопровождаемых малыми однородными деформациями и изменением симметрии решётки. При понижении температуры БПС развивается в несоразмерные промежуточные структуры сдвига (ПСС), характеризуемые нарастанием кристаллографически упорядоченных поперечно поляризованных плоскостных смещений атомов вида 1/3 <112>, <11 Т> и 1/3<1Ю>, <П0> (ПСС-1) и 1/2<Л0>, <И0> (ПСС-2). Здесь первым обозначен вектор распространения волны, а вторым - вектор смещения (поляризации) атомов. Эти три типа волн смещения связаны со структурами мартенситных фаз И и В19' соответственно [12].

В работах Ямады [50,51] высказано предположение, что несоразмерные структуры сдвига представляют собой гетерогенную смесь матрицы В2 и однородно распределённых в ней зародышей мартенситной фазы. Зародышами при этом выступают дефекты решётки, которые создают вокруг себя поле смещённых атомов, локально скоординированных по типу будущих мартенситных структур.

Авторы работ [52,53] полагают, что "предпереходные структуры" по своему термодинамическому статусу представляют собой независимые фазы, формирующиеся из фазы В2 в результате фазового перехода второго

рода (о чём свидетельствуют отсутствие петли гистерезиса, совпадение температурных зависимостей физических свойств при нагреве и охлаждении).

При переходе 1-го рода в структуру В19' предпереходные явления, которые предшествуют образованию мартенсита, повышают энтропию, энтальпию и внутреннюю энергию низкотемпературной фазы и понижают перечисленные характеристики высокотемпературной фазы. Подобным образом сближаются удельные объёмы фаз и уменьшается скачок объёма и величина деформации решётки при самом переходе. Предпереходные явления, сближая свойства и структуру исходной и конечной фаз, тем самым "подгоняют" друг к другу исходную и мартенситную структуры, в конечном счёте способствуют увеличению степени восстановления формы при эффектах памяти формы [5].

Таким образом, установлено, что соединение Т1№ и сплавы на его основе в высокотемпературном состоянии в пределах области гомогенности имеют ОЦК-решётку типа СбО. В предпереходной области температур в сплавах на основе Т1№ имеет место многообразие структурных изменений, предшествующих мартенситным превращениям и сопровождающихся изменениями физико-механических свойств материала. На основании имеющихся в настоящее время фактов можно утверждать, что сами по себе предпереходные явления или «тонкие» переходы не сопровождаются заметной деформацией решётки и макроскопическими изменениями формы, в частности эффектом памяти формы. Но их изучение важно для более адекватного понимания и описания мартенситных переходов, ответственных за формоизменение.

1.2. Диаграмма мартенситных превращений и кристаллическая структура мартенситных фаз в никелиде титана и сплавах на его основе

Структурные исследования сплавов системы Тт№ проводились достаточно широко. Обзор их дан в работах [5,8,12]. Результатом структурных исследований стало построение диаграмм МП, отражающих концентрационные зависимости характеристических температур МП и фазовый состав сплавов. Заметное их отличие друг от друга связано с сильной чувствительностью характеристических температур к предварительной термомеханической обработке, меняющей фазовый состав сплавов [9,54]. При исследовании не учитывалось также существование множественности структурных переходов [55]. Многие диаграммы МП были построены на основе измерения физических свойств (электросопротивление, термоэдс, дилатометрия), которые несут косвенную информацию о структурном превращении.

К более точным методам исследования можно отнести рентгенострук-турный анализ, с помощью которого были построены диаграммы МП, представленные на рис. 1.3, а, б [9,56]. Для достижения равновесного или близкого к равновесному состояния, сплавы с содержанием 48.0 - 51.5 ат. % N1 были отожжены при 1073 К 1 час и медленно охлаждены с печью до комнатной температуры. Из приведённой на рис. 1.3,а диаграммы превращений двойных сплавов П№ [56] видно, что при изменении соотношения долей титана и никеля в сплавах меняются характеристические температуры и последовательность МП.

Легирование ИМ одним или несколькими элементами периодической системы изменяет характер и последовательность мартенситных превращений. Наиболее исследовано влияние на мартенситные превращения в никелиде титана таких элементов, как Бе, Си, и благородных металлов Аи, Р<1 [9,12,15,57,58]. Представляет большой практический и научный интерес исследование мартенситных превращений в сплавах на основе никели

Рис. 1.3 Диаграммы мартенситных превращений (при охлаждении) в соединении ТТ№ по данным работ [56] (а, отжиг при 1073 К, 1 час) и [9] (б, отжиг при 1123 К, 1 час)

Рис. 1.4 Диаграмма фазовых равновесий системы Т\ (N1, Мо), отжиг при 1073 К, 1 час [10]

да титана, легированных Мо [10]. На рис. 1.4 представлена диаграмма фазовых равновесий системы Т1(№,Мо) [10]. Легирование ИМ молибденом до 2 % вызывает заметное изменение характеристических температур мар-тенситных превращений. Изменяя концентрацию молибдена, можно повышать температуры обратных мартенситных превращений (Ан и Ак) одновременно снижая температуры прямых мартенситных превращений (Мн и Мк). Такое «разнесение» температурных интервалов прямых и обратных превращений при некоторых концентрациях Мо имеет большое практическое значение. Более того, легирование молибденом значительно улучшает технологические характеристики сплавов на основе Т1№ и стабилизирует параметры эффектов памяти формы, сверхэластичности и ферроэластич-ности.

Авторы работы [59] считают, что эффективное влияние легирования молибденом на физико-механические свойства и параметры формоизменения связано с особенностями электронной структуры Т1№Мо.

Превращение В2 К близко ко 2-му роду: экспериментально не обнаруживается область двухфазности, изменения параметров Я-фазы ниже температуры превращения происходят обратимо без гистерезиса [5]. Близость к переходу 2-го рода проявляется и в специфике механизмов эффектов памяти формы. Образование К-мартенсита соответствует минимуму модуля сдвига, максимуму пластичности и резкому подъёму на кривой электросопротивления [9,60].

Резкая закалка может полностью подавить В2 -» II превращение [5]. Напротив, термоцйклирование сплавов, обеспечивающее циклы В2 К, повышает полноту перехода в 11-фазу. При этом обнаружена высокая обратимость В 2 -> К перехода, почти полное восстановление формы, местоположения и ориентации кристаллов Я-фазы без накопления дефектов кристаллографического строения [56,60].

Превращения В2 -» В19' и R -» В19' относятся к переходам 1-го рода и характеризуются областью двухфазности ( разность интервалов температур Мн -Мк и Ан- Ак) и гистерезисом превращения (обычно определяемым как разность температур, при которых доли аустенитной и мартенситной фаз при прямом и обратном превращениях равны 1/2) [27]. Формирование фазы В19' сопровождается падением электрического сопротивления материала [9].

Термоциклирование через переходы, сопровождающиеся образованием фазы В19', приводит к заметному накоплению дефектов структуры [9], уменьшая моноклинное искажение решётки В19' и увеличивая разность объёмов элементарной ячейки при охлаждении и нагреве [61].

При МП наряду с химическим составом и упорядоченностью структуры наследуются кристаллографические несовершенства, такие как точечные дефекты, антифазные границы, дислокации. Закономерности такого наследования проанализированы в работах [25,62-65]. Авторы работы [66] наблюдали in situ в сплаве эквиатомного состава TiNi прерывистое образование мартенсита из R-фазы, и каждой новой порции мартенсита предшествовала перестройка дислокаций. Интересно, что унаследованные мартенситной фазой дислокации обладают несвойственными данной структуре векторами Бюргерса [63]. Увеличивается и количество точечных дефектов порядка [38]. Изменение количества и структуры дефектов при МП порождаются и воздействием однородной или перетасовочной деформаций и изменением кристаллографического базиса [63]. При этом изменяется собственная энергия дефектов и её вклад в термодинамический потенциал системы, что влияет на соотношение химических и механических сил в материале, испытавшем МП [25,62-65]. Так избыточная энергия унаследованных дефектов может обусловить некоторый дополнительный вклад в возвращающую термоупругую силу «нехимической» природы наряду с вкладом энергии когерентных напряжений и упругих полей дислокаций несоответствия [13].

Помимо наследования мартенситом дефектов высокотемпературной фазы имеет место и образование дефектов кристаллической решётки матрицы перед растущим мартенситным кристаллом (дефектов превращения), которое наблюдали в многочисленных исследованиях прямыми методами [16,67,68]. Накопление дефектов сопровождается уширением дебаевских линий [69,70]. Что касается межфазных и двойниковых границ, унаследовавших дефекты, то в работах [13,36,65] показано, что в кристаллах сохраняется структурная память о пути МП или двойникования в связи с зависимостью дефектного строения границы от кристаллогеометрического способа превращения.

Таким образом, установлено, что в сплавах на основе TiNi реализуются три основных перехода В2 В19', В2 -> R и R -> В19'. Особенности проявления МП зависят от состава сплавов, предшествующей термомеханической обработки и отражаются на диаграммах превращений, которые могут служить руководством для выбора необходимого состава сплава. Наследование дефектной структуры материала и образование дефектов превращения является естественным процессом при МП и даёт дополнительный «нехимический» вклад в движущую силу МП.

1.3. Кристаллическая структура и кристаллографические характеристики мартенситных фаз в никелиде титана

В сплавах на основе никелида титана при МП образуются R, В19, В19' и В19" фазы, отличающиеся кристаллической структурой и кинетикой перехода из исходной В2-фазы.

Элементарная ячейка R-мартенсита описывается как ромбоэдрическая

о

с параметрами а = 9.03 А и а = 89.3° [71,72]. При рентгенодифракционных методах исследования поликристаллов образование R-фазы при охлаждении фиксируется по уширению и последующему закономерному расщеп-

лению рефлексов (110), (211), (222) исходной В2-фазы. Одновременно рент-гено- и электроннографическими методами фиксируются образование и усиление интенсивности сверхструктурных рефлексов в обратном пространстве исходной структуры. Экстрарефлексы расположены закономерным образом на ^ и (или) ~ расстояний между узлами исходной решётки.

В соответствии с теорией предмартенситных структурных переходов, изложенной в работах [46,47], роль центров зарождения R-фазы, играют микродомены с ПСС-I. Происходящий при охлаждении непрерывный рост доменов с ПСС завершается их "смыканием", и образуются пластинчатые кристаллы R-мартенсита четырёх вариантов, двойниково связанных друг относительно друга по плоскостям двойникования {110} и {100} [73]. Причём при деформировании, как предполагают авторы работы [73], из четырёх возможных вариантов образуется один путём деформации двойнико-ванием. Структуру R-фазы можно представить и как результат продольных перетасовок плоскостей {111 }(волн смещения) исходной В2 структуры [5]. Они заключаются во встречных смещениях первой и второй из каждых трёх плоскостей {111}, сопровождаемых увеличением расстояний между третьими плоскостями. Такие перетасовки приводят к исчезновению трёх из четырёх имеющихся в исходной кубической структуре В2 осей симметрии 3-го порядка и утроению периода решётки. Симметрия становится ромбоэдрической. Объём элементарной ячейки увеличивается в 27 раз и содержит 54 атома [71].

С понижением температуры угол а уменьшается от 90°, и деформация решётки накапливается непрерывно по мере изменения её искажения. При этом существует критическая величина дисторсионных искажений при образовании R-фазы (величина максимально достижимых деформаций по различным кристаллографическим направлениям), при превышении которых стабильность R-фазы уменьшается, и она полностью переходит в новую фазу - В19'. Максимальная величина деформации растяжения решёт-

ки при переходе В2 -» И ее превышает 2 %. В случае, когда деформация в образовавшейся К-фазе меньше критического значения, температурная область существования фазы (или двухфазной смеси К + В19') становится протяжённой [74].

Элементарная ячейка В19-мартенсита ромбическая. Предполагается, что её структура подобна структуре мартенсита АиС& Мартенсит ромбической структуры обнаруживается после замены в сплавах ТТ№ нескольких процентов никеля элементами Си, Аи, Рд [58,75].

Параметры решётки В19 заметно зависят от состава, но один из них

близок к параметру а, а два два других - к а л/2 исходной В2 структуры. Структуры фаз В19' и В19" отличается от В19 однородной деформацией, снижающей симметрию до моноклинной (В 19') или триклинной (В 19").

Кристаллографическая структура мартенситной фазы В19' определяется по результатам работ [56,76-78] как моноклинная с параметрами: а -

ООО

2.86 А; в = 4.12 А; с = 4.62 А; (5 = 96.8°, близкими к предложенным Оцу-кой и соавторами [79]. При этом сообщается [56] о том, что моноклинные мартенситные фазы, образовавшиеся из В2- и Я-фаз, различаются значениями параметров решётки.

Между решётками В2 и В19' осуществляется 12 соотношений, что приводит к 24 вариантам мартенсита. Подробно морфология самоаккомодированных вариантов мартенсита, образовавшихся при переходе В2 -> В19' в Т1М, рассмотрена в работе [80].

Мартенсит В19" был обнаружен в сплавах, близких к эквиатомному, методом рентгенографии и характеризуется постепенным изменением параметров решётки В19' при охлаждении значительно ниже температурного интервала существования мартенсита В19' [56]. Следует отметить, что образование В19" наблюдалось только в том сплаве, где В19' образуется непосредственно из В2-фазы. Этот факт требует более полного изучения.

Кристаллография мартенситиых фаз, в том числе и значения параметров решётки, не зависят от состава двойных сплавов ИМ и слабо меняются при легировании железом и кобальтом.

Таким образом, пока надёжно установлено, что в сплавах на основе ТТ№ формируются две мартенситные фазы Я и В19', последовательность образования которых зависит от состава и предварительной термомеханической обработки.

1.4. Эффекты памяти формы в сплавах на основе ТТ№, 1.4.1. Влияние внешнего напряжения на мартенситные превращения

Известно, что МП в сплавах на основе никелида титана могут быть вызваны не только изменением температуры в интервалах М„ч-Мк и Ан^-Ак (где Мн и Мк - температуры начала и конца прямого МП, а Ан и Ак - обратного МП), но и приложением внешнего напряжения при температуре ниже Мс1 (максимальная температура, ниже которой возможно образование мартенсита под действием приложенных напряжений). В этом случае МП сопровождается деформацией материала вследствие преимущественной ориентированности мартенситиых кристаллов. При наличии внешнего напряжения деформацию вызывает и само МП, происходящее при изменении температуры [28,30].

В общем случае для реализации термоупругого МП необходимо увеличение термодинамического стимула - движущей силы ДСА"М :

ДОА-М = ДСА-М+Д0^-М + ДОА-М? (1)

где АО^"м представляет собой разность химических свободных энергий исходной и мартенситной фаз, разность свободных энергий за счёт работы, совершаемой внешним напряжением на пути, определяемом деформацией превращения, - разность нехимической свободной

энергии фаз, обусловленной структурной и химической неоднородностью материала в исходном высокотемпературном состоянии, а также накоплением дефектов в процессе превращений [30,52,81].

Рис. 1.5 иллюстрирует вклад работы внешних силДО^~м в движущую силу превращения при условии, что движущая сила, соответствующая началу мартенситной реакции Авз (движущая сила зарождения мартенсита) не зависит от температуры и напряжения [82]. Кривая АОА"м, соответствующая внешнему напряжению аа= 0, смещается на величину ЛОА"м(а1) при приложении напряжений аа = сп . Соответственно наблюдается и смещение температуры равновесия фаз Тс.

Зависимость температуры То от приложенного напряжения характеризуется уравнением Клаузиуса- Клапейрона , которое при простом на-гружении - одноосном растяжении-сжатии или простом сдвиге - сводится к уравнению:

ят с ту

где qx - теплота превращения, То - температура равновесия исходной фазы и мартенсита в отсутствие напряжений, Уа - молярный объём высокотемпературной фазы, 8м - полная мартенситная деформация [83,84]. Формула (1) основана на равенстве между свободной объёмной энергией превращения и механической работой, связанной с превращением (не учитывается АО^м). При этом принимают, что исходная фаза и мартенсит находятся в равновесии и пренебрегают гистерезисом на кривых напряжение - деформация. Это означает, что кинетика превращения напряжённого кристалла не изменяется. Следовательно для реальных систем эту формулу можно рассматривать лишь как приближённую [52,84].

Вывод обобщённого уравнения Клаузиуса - Клапейрона в рамках квазиравновесного описания мартенситных превращений, который применим для реальных процессов в материале, находящемся под влиянием внешне

Рис. 1.5 Схема, иллюстрирующая термодинамические закономерности влияния напряжений на мартенситное превращение [82]

Рис. 1.6 Зависимость относительного удлинения е от доли мартенситной фазы в первом цикле превращений под внешней нагрузкой. Сплав Л-50.6 ат.%№ [52]

го напряжения, дан в работах [52,85]. Он учитывает наличие «нехимических» поправок в энтропию и деформацию, которые к тому же могут быть различными при прямом и обратном мартенситных превращениях и в общем случае зависят от режима эксперимента и предыстории материала:

Г—1

V дч

Т,а

(д& Л

нх

(3)

где у - доля мартенситной фазы [52,85].

Нехимический вклад Бнх в энтропию обусловлен в основном температурной зависимостью упругих констант. При нормальной зависимости (вдали от аномального снижения упругих констант) можно принять 8НХ = 0.

Наличие «нехимического» вклада

Эет

ау

формально отражает нелинейность

зависимости е(у) общей однородной деформации материала от доли мартенситной фазы. Действительно,

8 = 8МУ + 8нх(у), (4)

где 8м - константа (при данных внешних условиях), определённая кристаллографией превращения, а енх(у) - в общем случае нелинейная функция у. Нелинейность функции &(у) экспериментально установлена в работе [11] и отражена на рис. 1.6.

При достаточно малых напряжениях мартенситное превращение происходит с сохранением инвариантной габитусной плоскости полидоменного мартенситного кристалла, той же, что и при а = 0. Каждый такой мартенситный кристалл содержит домены, ориентированные благоприятно и неблагоприятно в отношении внешнего напряжения. При этом предпочтительными оказываются полидоменные мартенситные кристаллы с определённым кристаллографическим вариантом габитусной плоскости,

для которых работа внешних сил на дисторсии превращения максимальна в пределах каждого зерна [5,57,86-88]. Образование мартенситных кристаллов неизбежно ведёт к росту внутренних напряжений и изменению тензора напряжений. С увеличением напряжений наблюдается изменение и внутренней структуры мартенситных пластин в результате изменения в распределении доменов, что является дополнительным источником деформации при превращении [89]. Кроме того вступают в силу эффекты релаксации межфазных напряжений дислокационным скольжением. Таким образом, в 8нх необратимый положительный вклад даёт пластическая деформация, осуществляемая дислокационным скольжением в местах, где внутренние напряжения превышают предел текучести. При любых а в енх может давать вклад образование «неориентированного мартенсита» и вклад, обусловленный обратимым вторичным сдвигом, диктуемым условиями минимизации упругой энергии, аккомодации формы и инвариантностью плоскости габитуса полидоменного мартенситного кристалла [11,52].

На рис. 1.7 в графическом виде представлено уравнение Клаузиуса -Клапейрона (1) в координатах а - Т (напряжение - температура) и температурная зависимость предела текучести (для двух случаев). Линия амн показывает, каким образом меняется напряжение, необходимое для образования мартенситной фазы (критическое напряжение мартенситного сдвига) при увеличении температуры, а линия стан - каким будет напряжение, необходимое для осуществления обратного фазового перехода при уменьшении температуры. Линии а8! и ст82 представляют соответственно два случая температурной зависимости предела текучести. В интервалах температур Мд1 > Т > Мн и М°2 > Т > Мн в обоих случаях при приложении

нагрузки возникает новая мартенситная фаза. Ниже температуры Мн мар-тенситная фаза образуется при охлаждении спонтанно, а выше температур

и Мд2 приложение нагрузки не вызывает фазового перехода, так как

Рис. 1.7 Схематичное представление уравнения Клапейрона-Клаузиуса в координатах ст-Т (аМ8 - при прямом, а аАз - при обратном превращении) и температурных зависимостей пределов текучести (а? и с?) для двух случаев [90]

Рис. 1.8 Температурные зависимости электрического сопротивления (1), критического напряжения мартен-ситной деформации (2) и диаграммы нагружения в различных структурных состояниях сплава Т149№51 [12]

происходит релаксация упругих напряжений путём пластического сдвига и мартенсит не образуется.

Для случая, когда пересечение температурной зависимости предела текучести с линией уравнения Клаузиуса - Клапейрона соответствует точке 1, мартенсит при снятии нагрузки в интервале температур Ан < Т < М"1

переходит самопроизвольно в исходную фазу. Для второго случая, когда температурная зависимость предела текучести пересекает линию уравнения Клаузиуса - Клапейрона в точке 2, при снятии нагрузки в интервале температур Мн < Т < М°2 не происходит обратного фазового перехода и

мартенсит может исчезнуть только при нагреве [90,91].

Таким образом, линии температурной зависимости предела текучести и температурной зависимости напряжений мартенситного сдвига (линия Клаузиуса - Клапейрона) определяют температурный интервал термодинамической стабильности мартенсита.

Было предложено несколько механизмов зарождения мартенситных кристаллов выше температуры Мн. Зарождение мартенсита на структурных дефектах или их комплексах (типа дислокаций, д.у., субграниц, границ зёрен), вблизи которых или по отношению к которым решётка локально неустойчива, предложенное в работах [90,92,93] в настоящее время называют классическим "гетерогенным " механизмом зарождения.

Анализируя изменение физико-механических свойств в предмартен-ситной области температур, авторы работ [90,92] предположили, что процессы, благоприятные для зарождения мартенсита, начинаются задолго до температур МП. Внутри очень малого объёма исходной фазы атомы проходят ряд последовательных стадий при превращении этого объёма в мартенсит. А решёточные дефекты несомненно играют большую роль в процессе смещения атомов, обеспечивая благоприятные условия для минимизации энергии. Эти предположения дополняются теоретическими и экспериментальными исследованиями [12,47,49,94], позволяющими допускать неклассический «гомогенный» механизм зарождения мартенситных кри-

сталлов. Такой процесс представляет собой закономерное уменьшение устойчивости исходной кристаллической решётки по отношению к смещениям атомов и изменению упругих свойств в предверии мартенситных превращений, сопровождаемые различными аномалиями физико-механических свойств сплавов и формированием структур, отличных от структуры В2. Эти структуры могут играть роль центров «гомогенного» зарождения мартенсита. Согласно работам [12,46,47] такими структурами являются описанные выше структуры БПС и ПСС. Промежуточная структура сдвига (ПСС) легко теряет устойчивость в поле механических напряжений и при достижении критического напряжения мартенситного сдвига трансформируется в мартенситную фазу, захватывающую весь объём материала [12,95]. Снятие напряжений ведёт к обратному процессу, обеспечивая проявление эффекта сверхэластичности. Чем шире температурная область существования ПСС, тем эффективнее проявление сверхэластичных свойств сплавов. Экспериментальным признаком существования ПСС при охлаждении является отклонение кривой электрического сопротивления от нормальной линейной зависимости (— = const > 0), соответст-

dT

вующей температуре Тн на рис. 1.8. Соответствующей термомеханической обработкой можно активизировать формирование ПСС и тем самым обеспечить эффект сверхэластичности в тех сплавах, где он отсутствовал [12,96].

Как предполагают авторы работ [46,47], можно говорить о взаимосвязи и взаимообусловленности обоих механизмов зарождения мартенсита, так как, с одной стороны, образование и рост микродоменов с БПС и ПСС на структурных дефектах предпочтительнее, а с другой, зарождение мартенситных кристаллов и последующий рост будет облегчен в метастабиль-ном кристалле с БПС и ПСС.

Известно, что МП сопровождаются значительными экзотермическими ( при прямом) и эндотермическими (при обратном) эффектами. Соответственно рост и сокращение мартенситных кристаллов сопровождается

интенсивным разогревом и охлаждением материала. Выделение тепла за фронтом превращения способно затормозить и даже предотвратить движение межфазной границы вследствие локального перегрева или переохлаждения. Решающую роль здесь играет теплообмен не между системой и средой, а между объёмом, превращённым в единичном акте процесса, и непревращённым объёмом. Чтобы превращение происходило, необходимо дополнительно охладить при прямом МП, или нагреть при обратном окружение превращённого объёма, либо совершить дополнительную работу для преодоления стабилизирующего влияния изменения температуры. Оценка параметров тепловых эффектов дана в работе [9,52].

Реальные мартенситные превращения происходят в структурно несовершенном материале и усложнены преодолением барьеров, сопровождающихся рассеянием энергии, термодинамическим преобразованием «нехимической» энергии в тепловую. Поэтому действительный тепловой эффект можно представить как

Ч = Чх + Чнх (5)

где - изменение «химической» теплоты при МП, а цНх - изменение теплоты за счёт рассеяния «нехимической» энергии. Как показано в работах [52,97,98], при прямом МП я = -дх + Янх, а при обратном я = ях - qяx. Поэтому структурное усложнение материала при деформации [9,97], термо-циклировании [11], термических обработках и приложении внешнего напряжения будет приводить к уменьшению теплоты превращения за счёт увеличения яНх, а значит и уменьшению работы, требуемой для преодоления теплового барьера внешним напряжением. Этим, по-видимому, можно объяснить тот факт, что количество теплоты, измеренное при МП под постоянным напряжением в никелиде титана [97], практически не зависит от величины приложенного внешнего напряжения до некоторого значения су, после превышения которого начинается значительное увеличение я.

Из анализа рассмотренных работ можно сделать вывод, что развитие мартенситных превращений под постоянным внешним напряжением обу-

словлено не столько внешними нагрузками, сколько внутренними причинами (выигрышем свободной энергии), и поэтому внешние напряжения играют роль определённого возмущающего фактора.

1.4.2. Структурный механизм мартенситной деформации и эффекта

памяти формы

Мартенситная деформация в сплавах на основе Т!№ реализуется при изотермическом нагружении материала в температурном интервале ниже Л/Ц, либо при изменении температуры в ходе МП под внешним напряжением, когда само МП выступает в роли способа деформации, и может сопровождаться обычным необратимым пластическим течением. В определённых условиях, обеспечивающих термоупругое мартенситное превращение, мартенситная деформация является обратимой, т.е. может быть полностью устранена в результате изотермической разгрузки или нагрева до температур обратного МП [11,62,78]. Изменения температуры, внешние и внутренние напряжения оказывают значительное влияние на развитие термоупругих мартенситных превращений и определяют величину мартенситной деформации. Обратимость её проявляется тем отчётливее, чем менее выражены различные релаксационные процессы, приводящие к утрате когерентности и подвижности межфазной границы [10].

Проявлениями обратимой мартенситной деформации при изотермической нагрузке в интервале температур Мн -т- Мй является сверхэластичность, а в чисто мартенситном состоянии - ферроэластичность (ферроупругость). Обратимость мартенситной деформации (сохраняющейся после изотермической разгрузки в температурном интервале Мн -г- Мк) при нагреве до температур обратного превращения лежит в основе эффекта памяти формы.

В термодинамическом смысле мартенситная деформация всегда необратима, то есть сопровождается рассеянием энергии [11,98,99]. Иными ело-

вами, это существенно неупругая деформация. Наиболее подробно закономерности проявления мартенситной деформации исследованы в работах [8,9,28,57,67,97,100-103]. Основное внимание авторов привлекали внешние проявления обратимой мартенситной деформации - эффекты памяти формы и сверхэластичности (сверхупругости), причём в таких условиях эксперимента, когда обратимая деформация не сопровождается заметным пластическим течением (недовозвратом). В работах [9,11,12,100-102] методами оптической и электронной микроскопии, рентгеноструктурного анализа и макродеформации были изучены процессы, сопровождающие стадии развития деформации при нагружении в интервале МП. По результатам этих работ можно дать общую качественную картину развития деформации при приложении внешнего негидростатического напряжения в чисто мартен-ситном состоянии и в интервале температур между Мн и (рис. 1.9), которая в частностях и в применении к конкретным материалам может потребовать уточнений и поправок.

На рис. 1.9 представлены типичные зависимости величины напряжения от степени деформации при изотермическом растяжении никелида титана и в интервале Мн - Ма и в мартенситом состоянии ниже Мк. Участок ОБ сходен с упругим по Гуку, хотя заметные отклонения от линейной зависимости наблюдаются уже выше точки А. Приблизительно здесь же при наблюдении поверхностного рельефа замечается появление в локальных местах единичных мартенситных кристаллов, очень тонких и, по-видимому, одно доменных и упруго аккомодированных [100]. Приблизительно в конце участка ВС практически всё поле шлифа покрывается мар-тенситными кристаллами, выходящими на поверхность образца. На этой стадии упругая деформация переходит в мартенситную (или неупругую), которая осуществляется преимущественно смещением межфазных границ в результате формирования мартенситной фазы определённой ориентации. А напряжение стм представляет собой критическое напряжение мартенситной деформации или напряжение мартенситного сдвига (в литературе ино

Рис. 1.9 Типичные кривые напряжение-деформация при растяжении материала в мартенситном состоянии ниже Мк(7) и в температурном интервале между Мн - Мс1(2) [5, И]

окрестности температур мартенситных превращений [10,12]

гда можно встретить название - фазовый предел текучести [13]). Деформация на поздних стадиях участка ВС связана с переориентацией образовавшегося мартенсита и со смещением границ двойников в пределах мартен-ситного кристалла. Участок СД, как считают авторы работ [101,102,104], соответствует раздвойникованию мартенсита, росту благоприятно ориентированных доменов за счёт неблагоприятных, причём переориентация последних объёмов мартенсита встречает значительное сопротивление материала. И средством аккомодации наряду с упругой и истинно пластической деформацией становится образование «неориентированного» мартенсита вблизи межкристаллитных границ в поликристаллическом материале. Начиная с точек Ей наблюдаются полосы скольжения, двойники деформации [105], и поэтому соответствующее этим точкам напряжение можно рассматривать как макроскопический предел текучести материала ст5. При сравнительно малых значениях ст8 и разности | а8 - ам| на кривой а-в присутствует выраженная точка перегиба Е, а при сравнительно высоких ст5 и I а3 - стм I - линейный участок £>/% на котором преобладает упругая энергия.

Анализ литературных данных [9,13,106] показывает, что большое влияние на характер деформирования материалов оказывают состав и предварительная термообработка материала, форма и размер зерна, скорость и способ деформирования, а также температура испытания (вернее фазовый состав сплава на момент испытания). При изотермическом на-гружении и разгрузке выше Ан частично, а выше Ак полностью (если пренебречь истинно пластическим вкладом) мартенситная деформация снимается при наличии рассеяния энергии, то есть петли механического гистерезиса (рис.1.10) [9,11]. При этом хорошая обратимость (до 8 -ь 10 %) формоизменения осуществляется в том случае, если при нагружении не достигается напряжение, равное пределу текучести а5, или близкое к нему [9]. Это явление, характерное для многих материалов с МП, называют сверхэластичностью [16] или сверхупругостью [28].

Если разгружать образец, изотермически деформированный на участке ОВС (рисЛ .9 и 1.10) в интервале температур между Мн и Ак, то мартен-ситная деформация в основном сохраняется. Почти полностью снимается лишь деформация при разгрузке ниже точки В с некоторым гистерезисом. Возврат остаточной деформации возможен при последующем нагреве выше Ан и обусловлен равномерным сокращением размера мартенситных кристаллов вплоть до их полного исчезновения [11,12,16,101,104,107] (рис. 1.10). При этом характер возврата и степень восстановления формы в значительной мере определяются условиями эксперимента [91].

При деформировании в мартенситном состоянии уже на участке О А деформация не является полностью обратимой (рис. 1.10). При переходе через точку А наблюдается интенсивное возрастание остаточной после разгрузки деформации, которая практически полностью устраняется при нагреве разгруженного образца до температур обратного мартенситного превращения. Специфическая деформация обусловлена здесь не образованием мартенсита, а его переориентацией. На стадии СД происходит раз-двойникование, монодоменизация мартенситных кристаллов, а затем и интенсивное накопление пластической деформации. Напряжение, соответствующее точке В, также можно трактовать, как критическое напряжение мартенситной деформации (мартенситного сдвига).

Явление однократного восстановления первоначальной формы деформированного сплава, обусловленное изменением его фазового состояния вследствие увеличения температуры [9], называется однократным эффектом памяти формы (ОЭПФ). Однократный эффект памяти формы может быть получен не только при изотермическом нагружении материала, но и при накоплении обратимой мартенситной деформации в ходе прямого, либо обратного мартенситного превращения под постоянной нагрузкой [9,13]. При этом отмечается, что эффект памяти формы характеризуется значительно большей по величине деформацией возврата и меньшими

усилиями для её получения, в отличие от случая сообщения мартенситу активной деформации.

Другим проявлением эффекта памяти формы в сплавах на основе TiNi является накопление и возврат мартенситной деформации при изменении температуры в ходе МП под нагрузкой, либо без нагрузки в материале с определённой текстурой [108-111]. Явление многократного изменения формы сплава, обусловленное изменением его фазового состояния при изменении температуры, называется многократным эффектом памяти формы (МЭПФ) [10,13] (в литературе можно встретить название - пластичность прямого или обратного превращения [13]). Охлаждение сплава под внешним напряжением сопровождается его интенсивной деформацией в интервале прямого МП (рис. 1.11), а нагрев - возвратом к исходному состоянию в области обратного превращения. Нагрузка диктует преимущественное образование благоприятно ориентированного мартенсита, что определяет деформирование в сторону приложенного напряжения. В работе [103] при исследовании текстуры материала было показано, что кристаллы образующегося под нагрузкой мартенсита, ориентированы так, что наибольший параметр их решётки располагается вдоль направления растяжения. При этом каждый отдельный кристалл мартенсита при его зарождении и росте испытывает воздействие не внешнего напряжения, а локального напряжённого состояния, обусловленного не только внешним напряжением, но также внутренними упругими полями, создаваемыми другими мартен-ситными кристаллами, и полями, присутствовавшими в исходной аусте-нитной фазе [14,86,103,112]. Вследствие этого даже под внешним напряжением образуется не только наиболее благоприятный кристаллографический вариант мартенсита, но и "неориентированный" мартенсит [11]. Доказательством такого развития превращения является сильная текстура мартенситной фазы, образованной при охлаждении под нагрузкой, по сравнению с охлажденной без нагрузки [112]. Увеличение нагрузки приводит к усилению текстурованности [103,112] и монодоменизации мартенси

^РСТЬЬНН-'?

V,

313

363

413 Т, К

сг, МПа 200

203

273 343 Т К

243 293 Т, К

Рис. 1.11 Иллюстрация однократного эффекта памяти формы в сплавах: а - Т1+49ат.%№; б - Т1+47ат.%№+Зат.%Ре; е- Т1+45ат.%№+5 ат.%Ре [9]

та с сохранением некоторой доли "неориентированного" мартенсита [8,11,14,88], так как в поликристаллах обычно полной доменизации не происходит. Тип возникающей при переориентировке мартенсита текстуры совпадает с типом текстуры, формирующейся при ориентированном росте [13,113]. При нагреве происходит возврат мартенситной деформации благодаря обратимости термоупругого МП.

Основными параметрами, характеризующими эффект памяти формы, являются величина обратимой деформации 80бР, степень восстановления формы г), температурные интервалы накопления и возврата деформации Т°ш т;;хл и Т"агр -ь Т"агр. Закономерности эффекта памяти формы, его количественные и качественные характеристики в конкретных сплавах на основе никелида титана существенно различны, так как зависят от структуры мартенситных фаз и предмартенситных состояний, количества и последовательности мартенситных превращений, упругих и пластических свойств сплава [9,12,82,106]. Подробно, с использованием механических и структурных методов эффект памяти формы в зависимости от типа и последовательности мартенситных превращений был исследован в работах [9,10] на двойных сплавах И№ и легированных железом и молибденом. Согласно этим исследованиям, наиболее эффективно эффект памяти формы проявляется при деформировании в области минимальных значений мартенситного сдвига (вблизи температур начала мартенситных превращений). Различная последовательность мартенситных превращений в сплавах на основе соединения Т1№ предопределяет и особенности накопления и возврата деформации при однократном и многократном эффекте памяти формы [9]. На рис. 1.11 и рис. 1.12 представлены иллюстрации однократного и многократного эффектов памяти формы в сплавах на основе Т£№ с различной последовательностью МП. В сплавах И№ стехиометриче-ского состава и обогащённых титаном с последовательностью превращений В2 -» В2 + В19' -» В19' наблюдается большая величина обратимой деформации (рис. 1.11 ,а). Значительная остаточная деформация обусловле

Рис. 1.12 Многократный эффект памяти формы при различных структурных переходах в сплавах системы: а - Т1+49ат.%№; б - Т1+4 5ат.%№+5ат.%Яе; в - Т1+49ат.%№+0.5ат.%Мо [9,10]; г - Ъ+45 масс.%№ [13]

Рис. 1.13 Температурная зависимость величины обратимой деформации при многократном эффекте памяти формы в сплаве Т1+51 ат.% N1; эффект вызван предварительной максимальной пластической деформацией [10]

на накоплением в процессе деформирования пластической деформации, являющейся основным каналом диссипации упругой энергии при мартен-ситных превращениях в сплавах, обогащённых титаном и близких по составу к эквиатомному, (а также с малым содержанием железа и молибдена) [9,10]. Пластическая деформация в этих сплавах также является причиной смещения температурных интервалов восстановления формы в область высоких температур [9].

Отличительные особенности проявления эффекта памяти формы при безгистерезисном переходе В2 -» Л (рис. 1.11 и 1.12) наблюдаются в сплавах на основе ИМ с большим содержанием никеля (1.5 %), железа (свыше 3 %), молибдена (1 %). Особенностью превращения В2 Я является отсутствие или очень узкий интервал области двухфазности. В основе механизма накопления деформации в этом случае лежит не движение межфазных границ раздела, а смещение междоменных границ в процессе монодомениза-ции ромбоэдрической фазы при изотермическом деформировании при температуре Тя и несколько ниже (ОЭПФ), либо охлаждении под нагрузкой (МЭПФ) [9]. Однако, процесс монодоменизации при МЭПФ осуществляется под действием внешней нагрузки не при фиксированной температуре ниже а сразу по достижении температуры Тк доминирующим ростом одного из четырёх вариантов Я-фазы [73]. Накопление деформации осуществляется за счёт изменения параметров решётки преимущественно ориентированных доменов ромбоэдрической фазы. Нагрев приводит к обратному процессу и, как следствие, к возврату формы. При этом такие особенности как малая величина деформации решётки, узкий интервал области двухфазности и небольшой температурный гистерезис при формировании Я-фазы, характерные для переходов, близких ко второму роду, обеспечивают и малую величину обратимой при нагреве деформации, которая по данным работ [9,74] не превышает 2 %. Температурный интервал восстановления формы почти не смещается и соответствует температурно-

му интервалу обратимого изменения параметров решётки Я-фазы неде-формированного материала.

В сплавах, с высоким содержанием железа, никеля, молибдена реализуются одновременно превращения В2 <-» Я + В19' В19', и проявляется двухстадийный ЭПФ в соответствии с изменением характера и последовательности структурных превращений (рис. 1.11 и 1.12). Каждая стадия характеризуется своей величиной и гистерезисом обратимой деформации. Накопление деформации происходит вначале за счет частичной монодо-менизации Я-фазы , а затем её перехода в низкосимметричный мартенсит В19' и осуществляется преимущественно в интервале Тя - Мн . Предельная мартенситная деформация составляет 11-12 %. При этом основной вклад в накопление деформации даёт переход Я В19', так как при переходе В2 <-» И. реализуется лишь 1-2 % деформации. Нагрев ведет к обратной последовательности превращений и, как следствие, к возврату накопленной деформации [9,25].

Ещё одно проявление многократной памяти формы состоит в восстановлении при нагреве до температур превращения формы материала, деформированного в чисто мартенситном состоянии (рис. 1.12,г). Кривая зависимости а - е в этом случае формально сходна с кривой, получаемой выше Мн. Однако неупругая деформация обусловлена не образованием, а переориентацией мартенсита и движением междоменных границ раздела. Возврат деформации обеспечивает один процесс - исчезновение «положительной» группы доменов, преодолевающих при своём сокращении противодействие внешнего напряжения.

Явление многократной памяти формы имеет место не только при наличии нагрузки, но и без неё: если материал обладает текстурой, то микродеформация различных кристаллов, инициируемая прямым и обратным мартенситными превращениями, не может быть скомпенсирована, так как кристаллов одной ориентации оказывается больше, чем других, что вызывает макроскопическое деформирование образца в целом.

Текстура материала может быть создана незначительной предварительной деформацией (до 0,5 %) в интервале температур мартенситных превращений и при пластической деформации, которую можно задать активным нагружением материала, либо термоциклированием под нагрузкой через интервалы мартенситных превращений [9,109,114]. При последующем цикле нагрев - охлаждение - нагрев в интервале Мк < Т < Ак проявляется многократный эффект памяти формы [10]. Величина обратимой деформации при этом значительно меньше, чем в случае приложения постоянной внешней нагрузки. При этом закономерности формирования эффекта многократной памяти формы (величина, знак, термическая стабильность) могут быть существенно различны [110]. Пластическая деформация может быть осуществлена как выше, так и ниже интервала мартенситного превращения. Более того, в зависимости от условий деформирования пластическая деформация в сплавах на основе Т1№ создаёт эффекты разного знака (рис.1.13). Знак эффекта определяется характером и природой внутренних источников напряжений, создаваемых пластической деформацией [110]. Анализ, проведённый в работе [13], показывает, что существуют две основные причины этого явления. По одной из них изменение знака деформации происходит из-за изменения знака ориентированных микронапряжений, инициирующих возврат при охлаждении [109]. Другое объяснение сводится к тому, что в аустените возникают ориентированные зародыши наведённого деформацией мартенсита, рост которых продолжается в условиях охлаждения [12,28,110,115]. Из рис.1.13 видно, что эффект может практически полностью отсутствовать после пластической деформации при строго определённой температуре (вблизи Мй), когда действие двух источников эффекта уравновешивается.

Таким образом, эффект памяти формы проявляют все сплавы системы Т1№, однако величина эффекта определяется исходным состоянием сплава, степенью и температурой деформации, скоростью охлаждения и нагрева величиной приложенного напряжения и другими условиями эксперимента.

1.4.3. Связь мартенситной деформации и эффектов памяти формы с механическими свойствами в сплавах на основе ТТ№.

Полнота проявления эффекта памяти формы в Тл№ определяется многочисленными факторами, в частности, металлургическими и технологическими, и зависит как от параметров и последовательности мартенситных превращений, так и механических свойств сплавов.

Деформация сплавов, проявляющих эффект памяти формы, состоит из упругой деформации, деформации, связанной с мартенситным превращением и пластической составляющей деформации. Вклад упругой деформации в сплавах на основе соединения Тл№ мал, а максимальная деформация, связанная с мартенситным превращением, в разных сплавах сильно различается и составляет, как правило, от 3 до 10 %. Вклад пластической составляющей деформации также различен и характеризуется появлением остаточной деформации при эффекте памяти формы. Основной причиной недовозврата формы при формоизменении в сплавах системы "П№ является возникновение пиковых напряжений, локализованных в малых объёмах, релаксация которых осуществляется пластическим сдвигом [101].

Повышение общего уровня величины пластической деформации в области температур мартенситных превращений некоторые авторы связывают с проявлением механической неустойчивости В2 фазы вблизи температуры Тя [116]. Поэтому для уменьшения вклада пластической составляющей деформации важным является выбор температуры испытания, точнее её расположение относительно характеристических температур мартенситных превращений. Общая тенденция заключается в том, что по мере приближения к температурам фазового перехода со стороны низких или высоких температур, напряжение мартенситного сдвига снижается, а обычный предел текучести испытывает лишь слабое уменьшение с ростом температуры [9,14].

На рис. 1.14 представлены температурные зависимости критического напряжения мартенситного сдвига при образовании мартенсита В19' для сплавов с разной последовательностью структурных превращений и с различными пластическими свойствами [9]. Сопротивление пластическому сдвигу (предел текучести gs) отражает экстраполяционная кривая от высоких температур к низким (пунктирная линия Г). Как видно из рис. 1.14, температурная зависимость критического напряжения мартенситного сдвига Ом при образовании низкосимметричного мартенсита В19' характеризуется плавным падением и затем подъёмом при понижении температуры, в то время как для ромбического R мартенсита температурная зависимость критического напряжения монодоменизации характеризуется плавным подъёмом при понижении температуры (рис. 1.14, кр.З').

В сплаве Ti + 49 ат.%, испытывающем превращения В2 <-> В2 + В19' ^ В19', уровень критического напряжения мартенситного сдвига стм незначительно отличается от истинного предела текучести as (рис. 1.14, кр.Г) [9]. В таких сплавах мартенситное превращение сопровождается релаксацией напряжений, достигших уровня предела текучести в локальных местах, что и является причиной значительного недовозврата при эффекте памяти формы (рис. 1.11).

Иная картина наблюдается в сплаве Ti + 48 ат.% Ni + 2 ат.% Fe с последовательностью превращений В2 ^ R -о- В19' (рис. 1.14, кр.З) [9]. Хотя соотношение между ам и as такое же как и в предыдущем сплаве, но благодаря высокой подвижности междоменных границ раздела в R-фазе величина критического напряжения монодоменизации очень мала (рис. 1.14, кр.З') и предпочтительной будет релаксация напряжений образованием кристаллов R-мартенсита нежели путём пластической деформации.

В сплаве Ti + 51ат. % Ni (рис1.14.,кр.2), характеризующемся высоким уровнем предела текучести и низкими значениями напряжения мартенситного сдвига стм в интервале мартенситных превращений, появление пластической составляющей деформации маловероятно и возврат деформа

а, МПа 600

400 200

173 273 373 473 Т, К

Рис. 1.14 Температурная зависимость напряжения мартенситного сдвига сплавов на основе Т1М: 1- Т1+49ат.%№; 2- Т1+51ат.%№; 3 - ТИ-48ат.%№+2ат.%Ре [9]

сг,МПа

1000

500

0

0

6000

4000

2000 0

II III IV у/ V

-/ а

10 20 30 408,%

- / 6

' <

10 20 30 40 е,%

Рис. 1.15 Кривые деформационного упрочнения сплава Т150№47Ре3 при сжатии {а) и коэффициента упрочнения (б) от степени деформации. Температура испытаний 297 К [17].

ции при нагреве в случае однократного эффекта памяти формы будет полным. Отсутствие вклада пластической составляющей деформации не всегда оправдано при практическом использовании [10], так как в этом случае при превышении ресурса мартенситной деформации (свыше 7-10 %) происходит разрушение сплава. Вклад пластической деформации в общую деформацию материала возможен только вблизи температуры Ма, когда уровни критического напряжения возникновения мартенсита и предела текучести близки. Даже при незначительной деформации сплава в таком состоянии релаксация напряжений осуществляется в основном не путём возникновения мартенситной фазы, а пластическим сдвигом. Пластическая деформация является одной из причин подавления сверхэластичных свойств в сплавах [9]. Чем больше разница между пределом текучести и величиной напряжения мартенситного сдвига при температуре деформации, тем меньше вклад пластической деформации и тем выше степень восстановления формы (меньше недовозврат) [9,10].

На основе анализа прочностных и пластических свойств сплавов на основе Тл№ в работах [9,10] сделан вывод о том, что по своим физико-механическим свойствам, прочностным, технологическим характеристикам и параметрам ЭПФ наиболее перспективными для использования в медицине являются сплавы, легированные молибденом.

При многократном эффекте памяти формы вклад пластической деформации проявляется не только в недовозврате формы, но и в таких характеристиках, как температурная зависимость изменения деформации, ширина гистерезиса, величина обратимой деформации, а при термоцик-лировании под напряжением и в смещении петли гистерезиса между накоплением и возвратом деформации [9].

Соответствующим выбором состава, термомеханической обработки и температуры нагружения можно значительно повысить эффективность проявления эффектов памяти формы, уменьшив величину напряжения

мартенситного сдвига gm, сохраняя при этом на высоком уровне (или увеличивая) макроскопический предел текучести as.

Упрочнение материала и повышение предела текучести осуществляют термической обработкой, деформационным и фазовым наклёпом, дисперсионным твердением [9,12,13,96]. Разработаны методы термомеханической обработки, сочетающие пластическую деформацию и старение, позволяющие повысить а8на 150-250 МПа [12]. Деформационный и фазовый наклёп, термомеханическая обработка, сочетание деформационного наклёпа или предварительной деформации с термической обработкой позволяют получить необходимую для проявления различных видов эффектов памяти формы дефектную структуру. Однако чрезмерное насыщение сплава дефектами, кроме его упрочнения одновременно препятствует развитию мартенситных превращений. В работах [63,117] показано что при высокой плотности дислокаций после холодной пластической деформации сильно расширяется интервал мартенситных превращений и снижается величина обратимой деформации. Более того, эффект памяти формы полностью подавляется при степени обжатия более 25-35 %.

Известно [8,14], что уровень огм определяется встречными аккомодационными напряжениями при развитии мартенситной деформации, которые напрямую связаны с величиной модулей упругости и сдвига. Понижение ам можно осуществить понизив легированием модули упругости и сдвига [12], отжигом [9], либо старением [118], сопровождающимися более гомогенным распределением источников критических напряжений.

Выделение фаз TiiNi, Тл№ и фаз, ей предшествующих [34], при тер-моциклировании, изотермическом отжиге в интервале температур 620^-820 К изменяет состав соединения TiNi, концентрацию частиц TbNi и ТТ№з, создающих поля внутренних напряжений, что в целом оказывает значительное влияние на свойства сплавов [9,29,62]. Кроме того, движение межфазной границы при термоциклировании сопровождается релаксацией

пиковых напряжений путём пластического сдвига, что, наряду с увеличением концентрации частиц, приводит к упрочнению матрицы.

Изменением фазового состава при термоциклировании можно менять характеристические температуры мартенситных превращений в относительно небольшом интервале температур (20 - 30 К) [14,29], а сочетание изменений химического и фазового состава позволяет изменять температуры мартенситных превращений в широкой области температур от 0 до 800 К и с высокой точностью до 3-5 К [14,29]. В работе [118] показано, что эффективность фазового наклёпа в режиме термоциклирования может быть сведена к нулю, если В2-фаза уже имела развитую субструктуру. В работе [9] к сплавам, нечувствительным к фазовому наклёпу, отнесён сплав Ti + 51 ат. % Ni.

Таким образом, проявление разнообразных эффектов памяти формы в сплавах на основе TiNi определяется, в основном, структурным состоянием сплава и уровнем его внутренних напряжений. Изменение структуры материала является эффективным способом управления характеристиками восстановления формы в этих сплавах.

1.4.4. Влияние предварительной пластической деформации на параметры эффектов памяти формы.

Известно, что предварительная пластическая деформация оказывает существенное влияние как на физико-механические свойства так и на характеристики эффектов памяти формы сплавов [15,26]. Многочисленными изменениями, происходящими в деформированных сплавах, управляет дислокационная подсистема. Образование дефектов и их взаимодействие с растворёнными атомами, кластерами, дисперсными частицами и т.д. ведёт к изменению микронапряжений в локальных областях кристаллической решётки, влияет на её устойчивость, а, следовательно, и на зарождение мартенсита и последовательность мартенситных превращений в сплавах

[12,47,119]. Закономерности эволюции дислокационной структуры являются практически общими для всех сплавов [120], в том числе включая и сплавы на основе TiNi. В работах [17,120,121] предложены классификации дислокационных субструктур, последовательности их эволюции. Каждая новая стадия деформации связана с появлением собственной дислокационной структуры, которая развивается на этой стадии и к концу её охватывает весь объём материала.

В сплавах на основе TiNi вид кривых деформационного упрочнения существенно зависит от температуры деформирования. В работах [17,18,121,122] изучалась эволюция развития дислокационной структуры в сплаве Ti-47aT.%Ni-3aT.%Fe. Процессы, в которых преобладающим становится деформационное упрочнение, начинают развиваться на II стадии зависимости а - 8 (рис. 1.15) и характеризуются сетчатой дислокационной структурой, перераспределением дислокаций в зёрнах, увеличением их плотности при неизменных значениях микронапряжений [121]. При переходе от стадии II к стадии III в ходе деформации плотность дислокаций (и других дефектов) возрастает, и при некотором её критическом значении теряется сдвиговая устойчивость в протяжённых областях решётки. Это трактуется как включение в процесс деформирования различных мод деформации, роль которых с ростом степени деформации усиливается. С появлением ротационных мод деформации развитие пластической деформации переходит на другой масштабный уровень - мезоуровень [123]. На стадии IV происходит развитие ротационных мод пластичности, обеспечивая определённый уровень возрастания упрочнения и увеличения объёма полосовой структуры. V стадия проявляется, когда упрочнение полностью определяется дислокационно-дисклинационными механизмами, а микроструктура ячеисто-сетчатая и полосовая. При этом в полосовой структуре развиваются процессы фрагментации и разупорядочивания основных фаз. Деформирование до 80 - 90 % создаёт гетерогенную структуру, состоящую из областей высокодисперсного кристаллического и «квазиаморфного»

материала [124-127]. В работе [128] сообщается о том, что фрагменты являются практически бездефектными однородно ориентированными кристаллитами, а источники внутренних напряжений находятся на его границах. Таким образом, конечная структура деформированного кристалла включает отдельные ненапряжённые объёмы с границами, представляющими так называемые релаксированные объёмы. В работе [126] в свободных объёмах наблюдали образование мартенситных кристаллов после деформации сплава на основе TiNi на 80 %.

Исследование влияния деформации на структуру и свойства сплава Ti-47 aT.%Ni-3aT.%Fe в предпереходном [129] состоянии методами электронной микроскопии показало, что прокатка на величину более 20 % подавляет предпереходное состояние, переводя материал в устойчивую В2-фазу. Полученные результаты соответствуют данным, полученным методами измерения электросопротивления и механическими испытаниями [15,129].

По данным рентгеноструктурного анализа в работе [129] были рассчитаны величина микронапряжений II рода и размеры областей когерентного рассеяния, определены параметры тонкой кристаллической структуры прокатанных образцов. Уменьшение микронапряжений и областей когерентного рассеяния при увеличении пластической деформации свидетельствует об эволюции дефектной субструктуры сплава. Эволюция дефектной подсистемы сопровождается изменением состояния кристаллической решётки сплава, что находит отражение в последовательности и полноте фазовых переходов, а также в изменении параметров кристаллической решётки.

Качественная картина развития неоднородного пластического течения существенно зависит от исходной поликристаллической структуры. В работе [127] показано, что при деформировании никелида титана с мелкозернистой структурой возникает квазиравномерное поле напряжений. В случае деформирования крупнокристаллического материала возникают об-

ласти повышенной концентрации напряжений, соизмеримые с размерами зерен [130].

Исследование физико-механических свойств сильно деформированного никелида титана показало увеличение в 7 - 8 раз микротвёрдости, в ~3 раза прочности, на ~ 4 % плотности, отсутствие минимума на температурной зависимости модуля Юнга [9,19,131,132]. Высокие значения предела текучести сильнодеформированного никелида титана значительно (примерно в 10 раз) превосходят соответствующие значения недеформиро-ванного материала (литого). Но при этом материал имеет вязкий характер разрушения и значительную предельную деформацию [9,132], которая, по мнению авторов [132], обеспечивается высокой плотностью редактированных объёмов.

Наряду с субструктурными превращениями при пластической деформации, в сплавах на основе никелида титана протекают фазовые превращения. Однако систематических исследований влияния деформации в широком интервале её изменения на эффекты памяти формы практически не проводилось [13,15,21,133].

Методами дилатометрии влияние пластической деформации на эффекты памяти формы в сплаве Ть50,5 ат. % N1 было исследовано в работе [22]. Эффекты однократной и многократной памяти формы имеют наибольшую величину обратимой деформации после ~ 12 % предварительной деформации растяжением в интервале температур проявления МП В2 -» В19'. Увеличение степени деформации уменьшает величину деформации, накопленной при превращении. После деформации прокаткой эффекты памяти формы существенно меньше, чем после растяжения. Дилатометрическое исследование сплава после 0,7 % деформации растяжением показало значительное смещение температур МП. При этом небольшие остаточные деформации, препятствующие МП, могут быть получены, как считают авторы [22], за счёт двойникования В2-фазы при деформировании.

В работах [20,23] методами измерения электросопротивления, дифференциального термического, дилатометрического и рентгеноструктурного анализов исследован сплав Т1-54 масс. %№ (Тл-48,9 ат. % №) после деформации до 30 % в В2-СОСТОЯНИИ. Наибольший возврат при однократном эффекте памяти формы для этого сплава составил 5 % при величине общей деформации 7 %. Эффект многократной памяти формы достиг максимального значения ~ 2 % при деформировании на 12 %.

В литературе встречаются достаточно разноречивые сведения о влиянии деформации на образование и структуру Я-фазы. Так в работе [134] приводятся данные о том, что деформирование двойного сплава на основе ТОчП изгибом на небольшую величину (0,8 %), в высокотемпературном состоянии вблизи температуры Тя, соответствующей образованию Я-фазы, приводит к подавлению образования мартенсита ромбоэдрической структуры за счёт образования структуры В19'. Увеличение деформации до 2,5 % изменяет интенсивность мартенситных рефлексов В19' и параметры решётки структуры В19'. Деформация растяжением на величину от 2 до 30 % сплава Ть48,9ат.%№ [20] в двухфазном состоянии (В2 + В19') вызывает появление Я-фазы, которая при больших деформациях стабилизируется остаточными напряжениями [23]. А в работе [22] делается вывод о том, что деформацией при определённых условиях можно получить в сплаве трёхфазную (В2 + В19' + Л )-структуру.

Исследование влияния пластической деформации на тройных сплавах Т1№, легированных железом [18,129], родием [135] и палладием [136] показало, что незначительная деформация прокаткой (4 %), способствуя, как считают авторы, развитию мягких мод, облегчает образование кристаллов фаз Я и В19', хотя, следует отметить, что интенсивность линий Я-фазы уменьшается по сравнению с недеформированным материалом. Незначительный вклад пластической деформации увеличивает также полноту перехода К В19' (В2 В19' в легированном палладием) [18,135,136]. Увеличение вклада пластической составляющей деформации, наоборот, при-

водит к подавлению мягких мод и к затруднению образования кристаллов Л и В19'-фаз [18,137,138]. При этом деформация слабо влияет на температуру Тй. и значительно изменяет температурный интервал существования мартенсита В19'. В работе [135] предполагается, что кристаллы Я-фазы образуются в деформированном сплаве гетерогенно в местах с повышенной концентрацией напряжений и искаженной кристаллической структурой, которые её стабилизируют при низких температурах. Чем выше величина предварительной пластической деформации, тем меньший объём фазы В2 испытывает превращение в Я-фазу. То есть с ростом величины предварительной деформации объёмная доля образующейся Я-фазы также уменьшается [18,136].

Таким образом, предварительная пластическая деформация, изменяя структуру и внутреннюю энергию материала, на разных этапах эволюции дислокационной структуры по-разному и сложным образом влияет на характеристики мартенситных превращений и параметры эффектов памяти формы. Закономерности этого влияния изучены недостаточно и требуют дальнейшего систематического исследования.

2. Постановка задачи. Материалы и методы исследования.

2.1. Постановка задачи

В настоящее время важность и практическое значение эффектов памяти формы в сплавах не вызывает сомнений. Исследование закономерностей и механизмов проявления мартенситной деформации, лежащей в основе проявления эффектов памяти формы в различных сплавах, сформировалось в самостоятельное научное направление. Сплавы на основе TiNi являются наиболее ярким представителем этого класса материалов, обладая высокими физико-механическими характеристиками (прочностью, пластичностью, коррозионной стойкостью и т.д.). Они способны накапливать большую обратимую деформацию, а также изменять параметры механического поведения ( См , £м , AT, Да ) при эффектах памяти формы в широких пределах.

Возможность регулирования физико-механических свойств и параметров эффектов памяти формы лежит в основе создания сплавов на основе TiNi с заданными свойствами (памяти формы, сверхэластичности, развиваемых усилий и т.д.). Имеющийся в литературе материал свидетельствует о сложных закономерностях влияния различных факторов на формо-восстановление и другие характеристики эффектов памяти формы в сплавах на основе TiNi как при нагревании, так и при охлаждении. Деформация, связанная с мартенситным превращением в разных сплавах на основе TiNi, различна и составляет, как правило, 3 - 8 %. Поэтому даже при оптимальной деформации сплавов в мартенситном состоянии ( 6-7 % ) возникают затруднения с использованием ряда сплавов из-за их низкой пластичности, либо, наоборот, из-за их высокой пластичности. В первом случае есть опасность хрупкого разрушения сплава, а во втором - низкое сопротивление дислокационному сдвигу обусловливает высокую пластичность и

появление остаточной деформации и недовозврата формы при эффектах памяти.

Недостаточность знаний о закономерностях влияния внешних напряжений и деформаций на характеристики мартенситных превращений, ограничивает возможность регулирования свойств эффектов памяти формы в сплавах и их успешного и разнообразного применения. Принципиально важно, чтобы материалы, применяемые в качестве конструкций, работали при напряжениях ниже предела текучести. В противном случае наряду с мартенситными превращениями, приводящими к обратимому формоизменению, развиваются процессы необратимые, приводящие к накоплению остаточной деформации, подавляющей эффекты памяти формы.

Проведенные исследования по данному вопросу и нашедшие свое отражение в первой главе данной работы, не дают полного представления о характере и механизмах влияния деформации на характеристики мартенситных превращений, представляют собой единичные сообщения, которые, во-первых, требуют более широких и глубоких исследований, во-вторых, должны содержать информацию о комплексных структурных исследованиях на одном и том же материале. Более того, структурные исследования не должны быть оторваны от исследований физико-механических свойств.

Можно предположить, что существующая неоднозначность исследований по влиянию деформации на эффект памяти формы связана с различным составом исследованных сплавов и различной предшествующей термообработкой, значительно изменяющей структуру сплавов. Немаловажное значение имеет в этом случае способ деформации, скорость деформирования и методы исследования.

Несмотря на научную и практическую значимость исследование влияния деформации на характеристические температуры мартенситных превращений систематически не проведено. Существующие данные по влиянию деформации на величину накопления деформации и величину обра-

тимой деформации [13,20,22,23] являются неполными и противоречивыми. Полностью отсутствует информация о влиянии деформации на мартенсит-ные превращения в температурном интервале выше температуры начала мартенситных превращений и ниже Мй , в котором возможно появление мартенсита в результате внешнего воздействия на материал. Практически не исследован характер изменения развиваемых усилий в зависимости от величины предварительной деформации и температуры деформирования.

Ответы на данные вопросы важны не только для того, чтобы уметь регулировать параметры эффектов памяти формы в сплавах на основе Тл№, но и для установления общих закономерностей и особенностей развития деформации в других сплавах, испытывающих фазовые превращения мартенситного типа.

В настоящее время можно констатировать ряд надёжно установленных фактов:

- в никелиде титана в зависимости от состава реализуется от одного до трёх структурных превращений мартенситного типа и каждому структурному состоянию соответствует свой механизм деформации и особенности механического поведения;

- закономерности неупругого поведения (ЭПФ и СЭ), обусловленные мартенситными превращениями, зависят от состава сплавов, структуры мартенситных фаз и предмартенситных состояний, количества и последовательности мартенситных превращений, упругих и пластических свойств сплава и предшествующей термомеханической обработки;

- упругие и пластические свойства сплавов определяются соотношением предела текучести и величиной напряжения мартенситного сдвига. Оптимальные условия формовосстановления проявляют материалы, в которых разность предела текучести и минимальной величины напряжения мартенситного сдвига превышает 400 Мпа;

- пластическая деформация создаёт препятствия для протекания мар-тенситных превращений и подавляет эффект памяти формы, изменяя температурные интервалы мартенситных превращений;

- Эффект памяти формы ( в частности знак эффекта) зависит от того, деформируют ли материал в мартенситном или аустенитном состояниях. Величина эффекта памяти формы зависит от степени деформации и от того, задают ли эту деформацию активно или посредством изменения температуры в интервале мартенситных превращений под постоянным внешним напряжением.

Мало освещенными или совсем не исследованными остались вопросы:

- закономерности влияния деформации и внешнего напряжения на проявления эффекта памяти формы, их связь с механическими свойствами в сплавах на основе ГП№;

- влияние деформации на характеристические температуры мартенситных превращений и температурные интервалы формоизменения при эффекте памяти формы в сплавах на основе 1г№;

- влияние деформации на температурно-силовые характеристики эффекта памяти формы в сплавах на основе Т£№ (величину развиваемых усилий и температурный интервал их проявления).

Таким образом, к настоящему времени нет чёткого представления о закономерностях влияния деформации на мартенситные превращения и эффект памяти формы в сплавах на основе никелида титана, не проводилось исследований тонкой структуры материала одновременно с механическими испытаниями при эффектах памяти формы. Решение поставленных вопросов позволит расширить наши знания о сплавах на основе Т1М и возможностях их практического применения.

Исходя из изложенного в данной работе сформулированы следующие задачи:

- изучить особенности влияния деформации на характеристические температуры мартенситных превращений, температурные интервалы и параметры эффекта памяти формы в сплавах на основе ТТ№;

- установить влияние напряжений и внешних нагрузок на изменение характеристик мартенситных превращений и параметров эффекта памяти формы в сплавах на основе Тл№ в условиях воздействия деформации и температуры;

- предложить условия регулирования характеристик формоизменения в исследуемых сплавах;

- выработать общее представление о закономерностях влияния деформации и напряжения на параметры кристаллических структур мартенситных превращений и проявления эффекта памяти формы в сплавах на основе И№;

- разработать метод экспресс-контроля характеристик эффекта памяти формы в сплавах на основе И№;

- предложить к разработке материал и конструкции с памятью формы для применения в оториноларингологии.

Для исследования были выбраны двойные сплавы на основе соединения ТМ и сплавы типа ТН-10 (легированные Мо и Ре), которые используются в качестве медицинских материалов [4,5,8]. Сплавы ТН-10 характеризуются высокими физико-механическими свойствами, имеют удобный для использования в медицине температурный интервал и параметры восстановления формы, а также обладают благоприятными технологическими характеристиками. Основные физико-механические свойства исследуемых сплавов приведены в таблице 1.

Для исследования в рамках поставленных задач использовались рент-геноструктурный анализ, методы измерения удельного электросопротивления, макродеформации и измерения напряжения образцов сплава в условиях фиксированной деформации.

Заключение диссертации по теме «Физика конденсированного состояния», Малеткина, Татьяна Юрьевна

Выводы

1. Установлено, что влияние деформации на характеристические температуры мартенситных превращений в сплавах на основе никелида титана определяется температурой, степенью предварительной деформации, физико-механическими свойствами исходной и мартенситной фаз и зависит от подвижности межфазных границ раздела. Температуры мартенситных превращений (Тя и Мн) фазовых переходов (В2 ~> Я и И -> В19 ) в зависимости от уровня подвижности межфазных границ раздела смещаются в область как низких, так и высоких температур.

2. Предварительная деформация в условиях изменения температуры и напряжения в сплавах на основе никелида титана влияет на параметры эффекта памяти формы и в зависимости от исходного состояния сплава, величины его напряжения мартенситного сдвига и уровня предела текучести позволяет направленно варьировать параметры формоизменения в интервале температур мартенситных превращений.

3. Предварительная деформация сплавов на основе никелида титана до уровня 20^30 % приводит к снижению деформации нагружения, обратимой деформации, общей деформации, накапливаемой при формоизменении, и увеличению доли остаточной деформации, что обусловлено накоплением необратимых дефектов, вызванных пластической деформацией. Однако даже в условиях больших деформаций (до 80 %) сохраняется способность к проявлению мартенситных превращений и, как следствие, к проявлению эффекта памяти формы.

4. Определены температурно-силовые условия достижения максимальных параметров развиваемых усилий в сплавах на основе никелида титана в зависимости от степени деформации. Показано, что для достижения максимальной величины развиваемых усилий предварительную деформацию необходимо осуществлять ниже температурного интервала мартенситных превращений на величину, не превышающую 8 %. При этом параметры кристаллических структур В2, Я и В19' изменяются в интервале превращений под воздействием внутренних напряжений, сближаясь при завершении фазовых превращений.

5. Установлено, что мартенсит, образующийся при деформации в интервале температур мартенситных превращений в сплавах на основе никелида титана, при последующем нагреве в заневоленном состоянии способен сохраняться до высоких температур, соответствующих уровню температур максимальных значений напряжений мартенситного сдвига. Причём, рост развиваемых сплавом усилий может быть получен не только при нагреве, но и при охлаждении.

6. Показано, что температурная зависимость критических напряжений мартенситного сдвига в сплавах на основе никелида титана позволяет оценивать величины параметров эффекта памяти формы и может использоваться в качестве метода экспресс-контроля характеристик формоизменения при эффектах памяти формы.

7. Установлено, что для изготовления конструкций дилататоров с памятью формы, используемых в оториноларингологии, перспективным является сплав типа ТН-10.

160

Список литературы диссертационного исследования кандидат физико-математических наук Малеткина, Татьяна Юрьевна, 1999 год

Литература

1. Курдюмов Г.В. Бездиффузионные (мартенситные) превращения в сплавах.// ЖТФ.-1948,- Т. 18 , №8,- С. 999 -1025.

2. Курдюмов Г.В., Хандрос Л.Г. Микроструктурное исследование кинетики мартенситных превращений в сплавах медь-олово //ЖТФ - 1949-Т.19, вып.7 - С.761-768.

3. Курдюмов Г.В., Хандрос Л.Г. Открытие №239. Явление термоупругого равновесия при фазовых превращениях мартенситного типа (эффект Курдюмова) // Металлофизика - 1981- Т.З, вып.2 - С. 124.

4. Сплавы с памятью формы в медицине/ В.Э. Гюнтер, В.В. Котенко, М.З. Миргазизов и др.- Томск: Изд-во Том. ун-та, 1986 - 208 с.

5. Эффекты памяти формы и их применение в медицине/ В.Э.Гюнтер, В.И. Итин, Л.А. Монасевич и др.; под ред. Л.А. Монасевича - Новосибирск: Наука. Сиб. отд-ние , 1992.-741 с.

6. Сверхэластичные имплантаты и конструкции из сплавов с памятью формы в стоматологии / Миргазизов М.З., Гюнтер В.Э., Итин В.И. и др. -М.: Quintessenz Verlags - GmbH, 1993. - 231 с.

7. Применение сплавов с эффектом памяти формы в стоматологии / Миргазизов М.З., Поленичкин В.К., Гюнтер В.Э., Итин В.И.- М.: Медицина, 1991.- 192 с.

8. Медицинские материалы и имплантанты с памятью формы / В. Э. Гюнтер, Г.Ц. Дамбаев и др.; Под ред. М. А. Медведева. - Томск: Изд-во Том. ун-та, 1998.-487 с.

9. Гюнтер В.Э. Исследования эффектов памяти формы в сплавах на основе TiNi.: Дисс.... канд. физ-мат. наук. - Томск, 1981. - 163 с.

10. Гюнтер В.Э. Сплавы и конструкции с памятью формы в медицине: Дис.... док. техн. наук. - Томск, 1989. - 356 с.

11. Паскаль Ю.И., Ерофеев В.Я., Монасевич Л.А., Павская В.А. Map-

тенситная деформация никелида титана. // Изв. вузов. Физика. - 1982. -№6. - С. 103-117.

12. Хачин В.Н., Пушин В.Г., Кондратьев В.В. Никелид титана. Структура и свойства. - М.: Наука, 1992. - 161 с.

13. Лихачев В.А., Кузьмин C.JL, Каменцева З.П. Эффект памяти формы. - Л.: Изд. Ленингр. ун-та, 1987. - 216 с.

14. Василевский Р.Дж. Эффект запоминания формы в сплаве системы TiNi как один из аспектов вызванного напряжением мартенситного превращения. // Эффект памяти формы в сплавах / Пер. с англ. Под ред. В. А. Займовского. - М.: Металлургия, 1979 - С. 205-229.

15. Корнилов И.И., Белоусов O.K., Качур Е.В. Никелид титана и другие сплавы с эффектом "памяти". - М.: Наука, 1977. - 179 с.

16. Perkins A. L. Lattice transformations related to unique mechanical effects. // Met. Trans. - 1973. - Vol. 4, №12. - P. 2709-2721.

17. Клопотов A.A., Потекаев А.И., Лычагин Д.В. и др. Эволюция дислокационной структуры и её связь со стадийностью кривых деформационного упрочнения сплава Ti5oNi47Fe3// ФММ. -1997. -Т.83, вып.1. -С.153-158.

18. Дубинин С.Ф., Теплоухов С.Г., Пархоменко В.Д., Сагарадзе И.В. Влияние пластической деформации на мартенситные превращения Ti5oNi47Fe3// ФММ. - 1998. - Т.86, вып.2. - С. 156-158.

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

20. Ковнеристый Ю.К., Федотов С.Г., Матлахова Л.А., Олейникова C.B. Эффекты запоминания формы и формообратимости сплава TiNi в зависимости от деформации // ФММ. - 1986. - Т. 62, вып. 2. - С. 344-348.

21. Лихачев В.А., Патрикеев Ю.И. Влияние напряжений и деформаций на характеристические температуры мартенситных превращений материалов с эффектом памяти формы. Л., 1984. - 45 с. - Деп. в ВИНИТИ

СССР 24.05.84, №50 33-84.

22. Зельдович В.И., Собянина Г.А., Ринкевич О.С. Влияние степени деформации на эффекты памяти формы и структуру мартенсита в никели-де титана. I. Дилатометрические эффекты мартенситных превращений // ФММ. - 1996. - Т. 81, вып. 3. - С. 107-116.

23. Федотов С.Г., Матлахова J1.A., Конеристый Ю.К., Жебынева Н. Ф. Структурные изменения в сплаве TiNi с эффектом памяти формы при деформации // ФММ. - 1988. - Т. 65, вып. 3. - С. 564-569

24. Хачин В.Н., Гюнтер В.Э., Саввинов А.С., Жебынева Н.Ф. Пластичность и эффекты памяти формы при мартенситных превращениях в никелиде титана // Изв. вузов. Физика. - 1981. - №4. - С. 88-92.

25. Mercier О., Melton K.N. The influence of an anisotropic elastic medium on the motion of dislocations: application to the martensitic transformation // Scr. Met. - 1976.-№10.-P. 1075-1081.

26. Собянина Г.А., Ринкевич O.C., Гундырев B.M. Эффекты памяти формы, тепловое расширение и текстура мартенсита В19' в никелиде титана //ЖТФ. - 1996.-Т. 66, вып. 11.-С. 136-144.

27. Эффект памяти формы в сплавах / Пер. с англ. Под ред. В.А. Зай-мовского. - М.:Металлургия, 1979. - 472с.

28. Хандрос Л.Г., Арбузова А.А. Мартенситное превращение, эффект памяти и сверхупругость// Металлы, электроны, решетка-Киев: Наукова думка, 1975,- С. 261 - 269

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

30. Patel J.R., Cohen М. Criterion for action of applied stress in the martensitic transformation.// Acta met.-1953.- V.l, №5.-P.531-538.

31. Buchler W.J., Gilfrich I.W., Wiley R.C. Effect of Low-Temperature Phase Changes on the Mechanical Properties of Alloys near Composition TiNi// J. Appl. Phys.-1963.- Vol.34, N 5.-P. 1475-1477.

32. Лавес Ф. Кристаллическая структура и размеры атомов// Теория фаз в сплавах. - М.: Металлургиздат, 1961. - 111с.

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

34. Nishida М., Wayman С.М. Electron microscopy studies of precipitation processes in near-equiatomic TiNi shape memory alloys // Mater. Sci. and Eng. - 1987. -№93. - P. 191- 203.

35. Лотков А.И. Структурные и фазовые превращения в сплавах на основе никелида титана: Автореф. дис. ... физ.-мат. наук. - Томск, 1992. -32 с.

36. Starke Е.А., Lee E.U. Observations of "side-bands" on X-ray patters of the intermetallic compound TiNi // Materials research bulletin. - 1967. -Vol. 1, №2. - P. 231-235.

37. Лотков А.И., Гришков B.H., Чуев B.B. Особенности кристаллической структуры В2 - фазы TiNi // ФММ. - 1990. - №1. - С. 108-112.

38. Бармина И.Л., Белоусов O.K., Кулагин С.П. Структурное исследование фазового перехода в TiNi. // ФММ. - 1991. - №10. - С. 134-140.

39. Moine P., Meichle G.M., Sinclair R. // A morfological study of pre-martensitic effects in TiNi // Acta met. - 1982. - Vol. 30, №1. - P. 109-123.

40. Dautovich D.P, Pardy G.R. Phase transformation in TiNi // Canad. Met. Quart.. -1965. -Vol.4. - P. 129-143.

41. Гюнтер В.Э. и др. Дефекты структуры TiNi вблизи эквиатомного состава // Сверхупругость. Эффект памяти формы и их применение в новой технике: Тез. докл. Всесоюз. науч. конф. - Воронеж, 1982. С. 71-72.

42. Гюнтер В.Э., Чулков Е.В. Дефекты структуры TiNi вблизи эквиатомного состава // Имплантаты с памятью формы. - 1995. - №1. - С. 5-8.

43. Панин В.Е., Демиденко B.C. Межатомное взаимодействие и стабильность фаз в сплавах элементов первого переходного периода // Изв. вузов. Физика. - 1976. - №8. - С. 93-101.

44. Жоровков М.Ф., Кулагина В.В. Аномалии решеточных волн и мартенситные превращения в ОЦК - материалах // Изв. вузов. Физика. -1993.-№10.-С. 31-39.

45. Жоровков М.Ф., Кулагина В.В. Наследование точечных дефектов структуры В2 мартенситной фазой со-типа. // Изв. вузов. Физика. - 1995. -№6.-С. 54-58.

46. Кондратьев В.В., Пушин В.Г. Предмартенситные состояния в металлах, их сплавах и соединениях: экспериментальные результаты, модели, структуры, классификация. // ФММ. - 1985. - Т. 60, вып. 4. - С. 629650.

47. Пушин В.Г., Кондратьев В.В., Хачин В.Н. Предпереходные явления и мартенситные превращения в сплавах на основе никелида титана. // Изв. вузов. Физика. - 1985. - №5 . - С. 5-25.

48. Wang F., Pickart S.Y., Alperin Н.А., Mechanism of NiTi martensitic transformation and the crystal structure of NiTi. II and NiTi III phase // Journ. apple, phys. - 1972. - Vol. 43, №1. - P. 97-112.

49. Пушин В.Г., Хачин B.H., Кондратьев B.B., Муслов С.А., Солдато-ва JI.C. Закономерности структурных превращений и свойства сплавов на основе никелида титана // Сверхупругость, эффект памяти и применение в новой технике: Тез. докл. Всесоюз. науч. конф. - Томск: Изд-во Том. унта, 1985. С. 112.

50. Yamada Y. Modulated lattice relaxation in the p-based premartensite phase // Met. Trans. - 1988. - Vol. 19A, №4. - P. 777-781

51. Yamada Y. A microscopic structural model of premartensitic phase and the mechanism of martensite transformation // Proc. Inter. Conf. on Martensitic transformations (ICOMAT - 86). - Nara. 1986, P. 768-773

52. Паскаль Ю.И. Равновесные структуры и необратимые явления при термоупругих мартенситных превращениях. Автореф. ... дис. доктора физ.- мат. наук - Томск, 1995 - 98 с.

53. Демиденко В. С., Наумов И. И., Козлов Э. В. и др. Структурная

неустойчивость в металлах и сплавах // Изв. вузов. Физика. - 1998. - Т. 41, №8.-С. 16-26.

54. Гришков В.Н. Влияние старения на мартенситные превращения в сплавах TiNi вблизи эквиатомного состава // Автореф. Дис. ... канд. физ.-мат. наук. - Томск, 1986. - 19с.

55. Чернов Д.В., Паскаль Ю.И., Гюнтер В.Э. и др. О множественности структурных переходов в сплавах на основе TiNi // ДАН СССР. - 1979. -Т. 247, №4.-С. 854-857.

56. Монасевич Л.А. Исследование кристаллических и кинетических закономерностей фазовых переходов в сплавах на основе никелида титана. // Автореф. дис.... канд. физ.-мат. наук. - Томск, 1979. - 18 с.

57. Ерофеев В.Я. Структурно-кинетические, морфологические и деформационные характеристики мартенситных фаз в сплавах Ti(Ni, Си): Автореф. дис.... канд. физ.-мат. наук. - Томск, 1986. - 18 с.

58. Сивоха В. П., Хачин В. Н., Матвеева Н. М. Закономерности развития мартенситных превращений в сплавах Ti(NiPd), Ti(NiPt), Ti(NiAu) // Сверхупругость, эффект памяти и применение в новой технике: Тез. докл. Всесоюз. науч. конф. - Томск: Изд-во Том. ун-та, 1985. С. 111.

59. Скоренцев Л.Ф., Демиденко B.C. Влияние изменения электронной структуры составом на соотношение энергий высокосимметричных фаз сплавов NiTiMO // Имплантаты с памятью формы. - 1995. - №1. - С. 8-15.

60. Хачин В.Н., Паскаль Ю.И., Гюнтер В.Э. и др. Структурные превращения, физические свойства и эффекты памяти формы в никелиде титана и сплавах на его основе // ФММ. - 1978. - Т.46, вып.З. - С.511-520.

61. Миронов Ю.П., Ерохин П.Г., Кульков С.Н. Эволюция кристаллической структуры при фазовом наклёпе никелида титана // Изв. вузов. Физика. - 1997. - №2. - С. 100-104.

62. Лихачёв В.А. Эффекты памяти формы. Проблемы и перспективы //Изв. вузов. Физика. - 1985. - №5.-С.21-40.

63. Брайнин Г. Э., Лихачев В. А. Кристаллогеометрия наследования

дислокаций при мартенситных превращениях // ФММ. - 1979. - Т. 47, вып. 3.-С. 619-661.

64. Брайнин Г.Э., Дрибан В.А., Лихачёв В.А. Кристаллография наследования дислокаций при мартенситных превращениях, описываемых неоднородной деформацией решётки // ФММ. - 1980. - Т.49, вып.4. -С.694-705.

65. Брайнин Г.Э., Лихачёв В.А., Стрельцов В.А. Разностные дислокации в межфазных границах мартенситного типа // Изв. вузов. Физика. -1981. - №6. - С.76-79.

66. Beyer J. Effect of thermal cycling on the martensite formation in equia-tomic TiNi // Journal de Physique. - 1982. -Vol.43, N12. - P.C4-274 - C4-278.

67. Перкинс Д., Эдварде Г.Р. и др. Термомеханические характеристики сплавов с термоупругим мартенситом // Эффект памяти формы в сплавах /Пер. с англ. Под ред. A.B. Займовского- М.: Металлургия, 1979, С. 230-253.

68. Счастливцев В.М., Яковлева И.Л., Ромашев Л.Н. Электронно-микроскопическое исследование роста мартенситной пластины // ФММ. -1983. - Т. 56, вып. 2. - С. 271-279.

69. Корнилов И. И., Жебынева Н. Ф. и др. Влияние пластической деформации на структуру и эффект памяти формы сплава Ti - 54,8 % Ni // Междунар. конф. по март, превращ. (ICOMAT - 77):Тез.докл. - Киев: Науковадумка, 1978.-С. 207-211.

70. Ковба Л. М., Трунов В. К. Рентгенофазовый анализ // Изд-во МГУ, 1976.-230 с.

71. Chandra К., Purdy G.R. Observation of thin crystals of TiNi in pre-martensitic states // J. Appl. Phys. - 1968. - Vol. 39, №5. - P. 2176-218170.

72. Монасевич Л.А., Гюнтер В.Э., Паскаль Ю.И., Хачин В.Н. Мар-тенситные превращения и эффекты "памяти формы" в сплавах на основе TiNi. I.Структурные превращения // Междунар. конф. по март. Превращ. (ICOMAT - 77): Тез. докл. - Киев, 1978. С. 165-168.

73. Miyazaki S., Wayman С. M. The R-phase transition and associated shape memory mechanism in Ti-Ni single crystals // Acta Met. - 1988. -Vol.36, №1.-P. 181-192.

74. Клопотов A.A., Потекаев А.И., Полянский B.A. и др. Дисторси-онные искажения при ФП В2- R в сплавах на основе никелида титана // изв. вузов. Физика. - 1997. - №2. - С. 95-100.

75. Brichnell R.H., Melton K.N., Mercier О. The structure of TiNiCu shape memory alloys // Met. Trans. - 1979. - Vol. 10, №6. - P. 693-697.

76. Wayman C.M. Crystallographic theories of martensitic transformations // J. Less - Common Metals. - 1972. - Vol.28, №1. - P. 97-105.

77. Sinclair R., Mohamed H.A. Lattice imaging study of a martensite-austenite interface // Acta met. - 1978. - Vol. 26, №4. - P. 623-625.

78. Michal S.M., Sinclair R. The stucture of TiNi martensite. // Acta cryst. -1981.-Vol. 37,№3.-P. 1803-1807.

79. Otsuka K., Sawamura Т., Shimizu T. Crystal structure and internal defects of equiatomic TiNi martensite // Phys. stat. sol. - 1971. - Vol.A5 - P. 457470.

80. Knowles К. M., Smith D. A. The crystallography of the martensitic transformation in equiatomic nickel-titanium // Acta Met. - 1981. - Vol.29, №1.-P. 101-110.

81. Warlimont H., Delay L., Rrishan P.V., Tas H., Thermoelasticity, pseudoe-lasticity and the memory effects associated with martensitic transformations. Part 3. Thermodynamics and kinetics.//J. of Mat. Sci - 1974 - №9 -P. 1545-1555.

82. Otsuka K., Shimizu K. Pseudoelasticity and shape memory effects in alloys // Int. Metals Rev. - 1986. - Vol.31, №3. - C. 93-114.

83. Паскаль Ю.И. Термодинамика и кинетика фазовых превращений. Ч. 1. Томск: Изд-во Том. ун-та, 1977 - 200 с.

84. Родригес С., Браун J1.C. Механические свойства сплавов, обладающих эффектом запоминания формы // Эффект памяти формы в сплавах / Пер. с англ. Под ред. А.В. Займовского. - М.: Металлургия, 1979-

200 с.

85. Паскаль Ю.И. Дифференциальные соотношения нелокальной неравновесной термодинамики мартенситных превращений // Изв. Вузов. Физика. - 1983. -№1. - С. 82-86.

86. Gauter Е., Zhang J.S. and Zhang Х.М. Martensitic Transformation under Stress in Ferrous Alloys. Mechanical Behavior and Resulting Morphologies // Proc. Inter. Couf. on Martensitic Transformations (ICOMAT-95). - 1995. P. C8-41-C8-48.

87. Ермолаев B.A., Лихачев B.A. Физическая модель пластичности превращения // ФММ,- 1983.-Т.55, вып. 4. - С. 693-700.

88. Дударев Е.Ф., Токарев В.Н., Лотков А.И. и др. Влияние негидростатических напряжений на развитие мартенситных превращений и неупругой деформации на разных масштабных уровнях в поликристаллических интерметаллидах Ti(Ni-Cu-Fe) // Изв. вузов. Физика. - 1998. - №1. -С. 35-46.

89. Cahn J.W. The symmetry of martensites // Acta Met. - 1977. - Vol.25, N 7. -P.721-724.

90. Olson G.B., and Cohen M. A General Mechanism of Martensitic Nu-cleation. Part III. Kinetics of Martensitic Nucleation. // Met. Trans. - 1976. -Vol.7 A. №12. - P. 1915-1923.

91. Delaey L., Krishnan R. V., Tas H., Warlimont H. Thermoelasticity, preudoelasticity and the memory effects associated with martensitic transformations. Part I. Structural and microstructural changes associated with the transformations // J. Mat. Sci. - 1974. - №9. - P. 1521-1535.

92. Olson G. В., Cohen M. Classical and nonclassical mechanisms of martensitic transformations // Proc. Inter. Couf. on Martensitic Transformations (ICOMAT-82) . - Lenven, Belgium, 1982. P. 75-88.

93. Onodera H. and Tamyra I. // Proc. U. S. - Japan Seminar: "Mechanical Behavior of Metals and Alloys Associated with Displacive Trans-

formations".-Rensselaer Polytechnic Institute. - Troy, NY, 1979. P. 24.

94. Муслов C.A., Хачин B.H., Сивоха В.П., Пушин В.Г. Предмартен-ситные аномалии упругих свойств и внутреннее трение в моно- и поликристаллах TiNi. // Металлофизика. - 1987. - Т. 9, №1. - С. 29-32.

95. Хачин В.Н., Пушин В.Г. Механическое поведение TiNi сплавов с мартенситной структурой и актуальные проблемы прочности // Научные труды XXXIII семинара 15-18 окт. 1997 г. - Новгород, 1997. - Т. 2 . - С. 285-297.

96. А. С. 697600 СССР, МКИ C22I 1/18. Способ обработки сплавов на основе никелида титана./ В. Н. Хачин и др. (СССР). - №2556200/22-02; Заявл. 14.12.77; Опубл. 15.11.78. БИ №42.

97. Исследование превращения, инициированного напряжениями, в сплавах титан-никель методом испытаний с предварительным нагружени-ем/ ВЦП. - №Н-32033. - М., 23.06.87. - 27с. - Пер. ст. Тодороки Ц., Таму-ра X. из журн.: Нихон киндзоку гаккайси - 1986 - V. 50, №6 - Р.546-554.

98. Паскаль Ю.И. Нелокальное неравновеснотермодинамическое описание мартенситного превращения. // Изв. вузов. Физика. - 1981. -№11.-С. 74-78.

99. Паскаль Ю.И. Квазиравновесное описание мартенситных состояний. // Изв. вузов. Физика. - 1985. - №5 . - С. 41-53.

100. Ерофеев В.Я., Паскаль Ю.И., Павская В.А. Морфология индуцированного напряжением мартенсита в сплаве Ti49Nisi. // Сверхупругость, эффект памяти формы и их применение в новой технике: Тез. докл. Все-союз. Науч. конф. 1985. - Томск: Изд-во Том. ун-та, 1985. С. 122.

101. Mohamed H.A., Washburn J. Deformation behavior and shape memory effect of near equiatomic NiTi Alloy. // J. Met. Sei. - 1977. - №12. - P. 480-496.

102. Ерофеев В.Я. Паскаль Ю.И. Исследование поверхностного рельефа, связанного с образованием мартенсита напряжения в никелиде титана. //ФММ. - 1989. - Т. 67, вып. 5. - С. 945-949.

103. Лихачев В.А., Петрова H.H. Структурный механизм накопления деформации при мартенситном превращении в никелиде титана / Л., 1984. -11с.- Деп. в ВИНИТИ 07.08.84., №5753.

104. Melton K.N., Mercier О. Deformation behavior of NiTi - based alloys. // Met. Trans. - 1978. - Vol. 9A, №10. - P. 1487-1488.

105. Классен-Неклюдова M.B. Механическое двойникование кристаллов. - M.: Изд-во АН СССР, 1960. - 400 с.

106. Материалы с эффектом памяти формы: Справочное издание под общей ред. В. А. Лихачева. Т. 1. - С.-Пб.: Изд-во НИИХ СПбГУ, 1997. -427 с.

107. Nagasawa A. Martensite transformation and memory effect in the NiTi alloys //1. Phys. Soc. Jap. - 1971. - Vol. 31, №1. - P. 136-147.

108. Гюнтер В.Э., Монасевич Л.А., Паскаль Ю.И., Хачин В.Н. Мар-тенситные превращения и эффекты "памяти формы" в сплавах на основе TiNi. II. Неупругое поведение // Междунар. конф. по март, превращ. (ICOMAT-77): Тез. Докл.-Киев, 1978. С. 128-132.

109. Беляев С.П., Ермолаев В.А., Кузьмин С.Л. и др. Обратимый эффект памяти формы после термоциклической обработки под напряжением. - Л., 1985. - 38 с. - Деп. в ВИНИТИ СССР 20.02.85, №1344-85.

110. Хачин В.Н. Гюнтер В.Э. Чернов Д.Б. Два эффекта обратимого изменения формы в TiNi // ФММ. - 1976. - Т. 42, №3. - С. 658-661.

111. Крылов Б.С., Кузьмин С.Л., Лихачев В.А. и др. Исследование механической памяти в металлиде TiNi // Изв. Вузов. Физика. - 1976. -№9. - С. 23-26.

112. Лихачев В.А., Петрова H.H. Текстурообразование при мартенситном превращении в никелиде титана. Л., 1984. - 22 с. Деп. в ВИНИТИ СССР 13.04.1985, №2292-84.

113. Ильин A.A., Гозенко H.H., Скворцов В.И., Никитич A.C. Структурные изменения в сплавах на основе никелида титана при деформации и их влияние на характеристики восстановления формы // Изв. вузов. Цв.

Металлургия. - 1987. - №4. - С. 88-93.

114. Nishida М., Honma Т. Effect of heat treatment on the all - round shape memory effect in Ti - 51 at % Ni // Scr. Met. - 1984. - Vol. 18, №11.- P. 1299-1302.

115. Аравин Б.П., Кузьмин С.Л., Лихачев B.A. Эффект памяти формы в марганцемедных сплавах // Металлофизика. - 1981. - Т. 3, №4. - С. 119129.

116. Гюнтер В.Э., Хачин В.Н., Сивоха В.П., Дударев Е.Ф. Пластичность никелида титана // ФММ. - 1979. - Т. 47, вып. 4. - С. 893-896.

117. Варлимонт X., Дилей Л. Мартенситные превращения в сплавах на основе меди, серебра и золота / Пер. с англ. - М.: Наука, 1980. - 208 с.

118. Старенченко С.В., Чумляков Ю.И., Панченко Ю.И., Коротаев А. Д. Особенности пластического течения стареющих монокристаллов никелида титана // Фундам. и прикл. аспекты исслед. структур, и свойств стар.с плавов: Тез. Докл. Совещ. по стар. мет. и сплавам. - Екатеринбург, 1991. С. 102.

119. Кристиан Дж. Теория превращений в металлах и сплавах. - М.: Мир, 1978.-806 с.

120. Конева H.A., Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пластической деформации // Изв. вузов. Физика. - 1990. - №2. - С. 89-106.

121. Клопотов А. А., Перевалова О. Б., Мейснер Л. Л. Эволюция дислокационной структуры с деформацией в сплавах на основе никелида титана // Эволюция дислокационной структуры, упрочнение и разрушение сплавов. - Томск.: Изд-во Том. ун-та, 1992. - С. 84-93.

122. Клопотов A.A., Потекаев А.И., Перевалова О.Б. и др. Влияние пластической деформации на фазовые переходы в сплаве TÍ5oNÍ47Fe3 // Изв. вузов. Физика. - 1996. - №7. - С. 11-20.

123. Панин В.Е. Физические основы мезомеханики пластической деформации и разрушения твёрдых тел. // Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов: В 2-х т. / Под ред. В.Е. Панина.

-Т.1.- Новосибирск: Наука, 1995.-С.7-49.

124. Клопотов A.A., Кушнаренко В.М., Сазанов Ю.А. и др. Модификация структурных состояний в условиях интенсивного внешнего воздействия в никелиде титана // Изв. вузов. Физика. - 1992. - №12. - С. 3-7.

125. Морохов И. Д., Федоров В. Б. и др. Изучение гетерогенной структуры и свойств никелида титана после обработки давлением // Фи-зико-химия ультрадисперсных систем. - М.: Наука, 1987, С. 157-160.

126. Ахиезер И.А., Давыдов JI.H., Черняева Г.П. О полиморфных превращениях в высокодисперсных поликристаллических структурах // Вопросы атомной науки и техники. Серия: Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение. - 1987. - Вып. 2 (40). - С. 3-8.

127. Ахиезер И.А., Давыдов Л.Н. и др. Метастабильные ГЦК-интерметаллиды. Теория и наблюдение // Вопросы атомной науки и техники. Серия: Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение. - 1987. - Вып. 1 (39). - С. 60-64.

128. Зисман A.A., Золотаревский H.H. О внутренних напряжениях, действующих в масштабе элемента структуры пластически деформируемого материала // Физ. проч. и пластич. матер.: Тез. Докл. 14 Междунар. конф., Самара, 27-30 Июня, 1995. - Самара, 1995. С. 27-28.

129. Клопотов A.A., Иванов Ю.Ф. Гирсова Н.В., Козлов Э.В. Влияние пластической деформации и термомеханической обработки на фазовые переходы в сплавах Ti5oNi47Fe3 // Металлофизика и новейшие технологии. - 1997.-Т. 19, №11. -С. 53-58.

130. Панин В.Е., Дерюгин Е.Е., Васман Г.И. и др. Формирование вихревых и полосовых структур на мезоуровне при деформации поликристаллов // Физ. Прочн. и пластич. матер.: Тез. докл. 14 Междунар. конф., Самара, 27-30 июня, 1995. - Самара, 1995. С. 7-9.

131. Татьянин Е.В., Курдюмов В.Г., Федоров В.Б. Получение аморфного сплава TiNi при деформации сдвигом под давлением // ФММ. - 1986. -Т. 62, вып 1.-С. 133-137.

132. Федоров В.Б., Ермишкин В.А., Галкина Е.Г., Жаркова Н.А., Ба-ринов С.М. Микромеханизм разрушения никелида титана // ДАН СССР. - 1986. - Т. 290, №3. - С. 666-668.

133. Паскаль Ю.И., Монасевич JI.A., Павская В.А. и др. Влияние больших пластических деформаций на мартенситное превращение и эффект памяти формы никелида титана // Сверхупругость, эффект памяти формы и их применение в новой технике.: Тез. Докл. Всесоюз. научн. конф. - Воронеж: Изд-во Воронеж. Политехи, ин-та, 1982. С.78.

134. Кульков С.П., Миронов Ю.П. Рентгеновское исследование деформационного мартенсита в никелиде титана // Изв. вузов. Физика. -1991. - №5. - С. 39-41.

135. Клопотов А.А., Потекаев А.И., Семенова Е.Л., Тимошников Ю. А. Фазовые переходы в сплавах TiNi(Rh) // Изв. вузов. Физика. - 1995. -№10.-С. 67-75.

136. Клопотов А.А., Потекаев А.И., Матвеева Н.М., Козлов Э.В. Структурные превращения и пластическая деформация в сплаве Ti49Ni47,5Pd3,5 // ФММ. - 1997. - Т. 84, вып. 3. - С. 95-100.

137. Li D.Y., Wu X. F., Ко Т. The effect of stress on soft modes for the phase transformation in TiNi alloy. I. The stress-induced transformation and soft modes // Phyl. Mag. A.. - 1991. - 63, N3. - P.585-601.

138. Li D.Y., Wu X.F., Ко Т. The effect of stress on the lattice instability of a TiNi alloy // Phil. Stat. Sol. B. - 1989. - Vol.54, №1. - P. 85-96.

139. Монасевич Л.А. Паскаль Ю.И. Приставка к рентгеновскому ди-фрактометру для исследования превращений в материалах // Зав. Лаб. -1983,-№7.-С. 32-34.

140. Миркин Л.И. Справочник по рентгеноструктурному анализу поликристаллов. - М.: Физматгиз, 1961. - 864с.

141. Горелик С.С., Расторгуев Л.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электроннооптический анализ. - М.: Металлургия, 1970. - 368 с.

142.Герасимов В.Н., Доливо-Добровольская Е.М., Каменцев И.Е. и

1 /4

др. Руководство по рентгеновскому исследованию минералов / Под ред. В.А. Франк-Каменецкого. - Д.: Недра, 1975. - 399 с.

143. Материалы с эффектом памяти формы: Справочное издание / Под общей ред. В. А. Лихачева, Т. 2. - СПб.: Изд-во НИИХСПбГУ, 1997.

- 374 с.

144. Ерофеев В.Я., Монасевич Л.А., Павская В.А., Паскаль Ю.Й. Фазовый наклёп при мартенситном превращении никелида титана // ФММ. -1982. - Т. 53, вып. 5. - С. 963-965.

145. Конева Н.А., Козлов Э.В. Закономерности субструктурного упрочнения // Изв. Вузов. Физика. - 1991. - №3. - С. 56-70.

146. Дударев Е.Ф. Микропластическая деформация и формирование предела текучести. // Изв. вузов. Физика. - 1976. - №8. - С. 118-132.

147. Lin Н.С., Wu S.K., Chou Т.С., Као HP. The effect of cold rolling on the martensitic transformation of an aquiatomic TiNi alloys /7 Acta met. et. mater. -1991. -Vol.39,N 9. - P.2069-2080.

148. Павлов B.A. Высокие пластические деформации и природа аморфизации и диспергирования кристаллических систем // ФММ. - 1989.

- Т. 67, вып. 5. - С. 924-944

149. Панин В.Е., Гриняев Ю.В., Данилов В.И. и др. Структурные уровни пластической деформации и разрушения. - Новосибирск: Наука, 1990.-255 с.

150. Павлов В.А. Физические основы пластической деформации металлов. - М.: АН СССР, 1962. - С. 85-107.

151. Патент №>1698688, Россия, МКИ G 01 N 3/28. Способ определения температурной зависимости предела текучести сплавов / Гюнтер В. Э., Серикова Т. Ю., Монасевич Л. А., Паскаль Ю. И. Приоритет 02.07.86. Опубл.!5.12.91 Бюл. №46

152. Гюнтер В.Э., Малёткина Т.Ю., Клопотов А.А. Влияние деформации и внешней нагрузки на характеристики мартенситных превращений и эффекты памяти формы в сплавах на основе никелида титана. /У

1 /5

Прикладная механика и техническая физика. - 1998. - Т.39, № 2. - С.175-181

153. Малёткина Т.Ю., Шагланова С.Г. Деформационные характеристики эффектов памяти формы в сплавах на основе никелиде титана //* Сверхэластичные имплантаты с памятью формы в медицине: Материалы докл. Междунар. конф. - Новосибирск, 24-26 ноября. 1995. - С. 157-158

154. Гюнтер В.Э., Малёткина Т.Ю., Клопотов A.A. Влияние пластической деформации на характеристические температуры мартенситных превращений в сплавах на основе никелида титана. // Письма в ЖТФ. -1996. - т. 22. - в. 24. - С. 7-10

155. Малёткина Т.Ю., Гюнтер В.Э. Влияние температурно-силового воздействия на характеристики эффекта памяти формы в сплавах на основе TiNi /У Сверхэластичные имплантаты с памятью формы в медицине: Материалы докл. Междунар. конф. - Новосибирск, 24-26 ноября. 1995. -С. 147-148

156. Малёткина Т.Ю., Гюнтер В.Э. Влияние температурно-силового воздействия на характеристики эффекта памяти формы в сплавах на основе TiNi. // ФММ. - 1997. - т. 84. - в. 3. - С. 124-129.

157. Малёткина Т.Ю., Гюнтер В.Э. Влияние деформации на силовые характеристики эффектов памяти формы в сплавах на основе никелида титана. /У ЖТФ. - 1998. - Т. 68, № 7. - С. 141-142.

158. Пирсон У. Кристаллохимия и физика металлов и сплавов. - М.: Мир, 1977. - Т. 1 . - 420 с.

159. Патент № 1397035, Россия, МКИ А 61 F 2/04. Протез трубчатого органа / Староха A.B., Серикова Т.Ю., Кирш В.А., Монасевич JI.A., Ков-рижных В.В. Приоритет 14.07.86. 0публ.23.05.88. Бюл. №19.

160. Патент № 1405824, Россия, МКИ А 61 В 17/02. Носорасширитель / Староха A.B., Серикова Т.Ю., Монасевич Л.А., Дамбаев Г.Ц., Петров П.Н., Гюнтер В.Э.. Приоритет 30.07.86. Опубл. 30.06.88. Бюл. №24.

161. Староха A.B., Коврижных В.В., Серикова Т.Ю., Монасевич Л.А.

Формирование лобно-носового соустья с помощью устройства, обладающего эффектом памяти формы // Журнал ушных, носовых и горловых болезней. - 1987. - №6 . - С.69-71.

162. Староха A.B., Монасевич Л.А., Серикова Т.Ю., Гюнтер В.Э. Применение имплантатов и конструкций с памятью формы в ринохирур-гической практике /V Актуальные вопросы оториноларингологии. Материалы конференции оториноларингологов Томской области . - Томск, 1988 .-С. 16-21.

163. Староха A.B., Малёткина Т.Ю., Коврижных В.В. Эндопротез для формирования лобно-носового соустья /У Имплантаты с памятью формы.: Материалы Конгресса Междунар. Ассоциации SME, Новосибирск, (Россия), 15-17 сент. 1993. - Новосибирск, 1993. -С.99-100.

164. Староха A.B., Монасевич Л.А., Серикова Т.Ю. Носорасширите-ли для эндоназальной микрохирургии // Журнал ушных, носовых и горловых болезней. - 1989. - №3. - С.74-75.

165. Староха A.B. Новые технологии хирургического лечения рино-синуситов с применением сверхэластичных имплантатов с памятью формы: Автореф. дис.... д-ра мед. наук. - Санкт-Петербург, 1998. - 40 с.

В связи с вступлением в брак (свидетельство о заключении брака 1-ОМ №477910) фамилия Серикова Т.Ю. изменена на фамилию Малёткина Т.Ю.