1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Физика металлов и металловедение
  4. T. 123, № 10, 2022

Физика металлов и металловедение, 2022, T. 123, № 10, стр. 1063-1071

Влияние механо-термической обработки на структуру и механические свойства сплава Ti49.5Ni50.5 с эффектами памяти формы

Н. Н. Куранова a, В. В. Макаров a, В. Г. Пушин a, *

a Институт физики металлов УрО РАН
620108 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18, Россия

* E-mail: pushin@imp.uran.ru

Поступила в редакцию 15.07.2022
После доработки 12.08.2022
Принята к публикации 15.08.2022

Полный текст (PDF)

Аннотация

Проведены исследования влияния механо-термической обработки на структуру и фазовые превращения сплава с эффектами памяти формы Ti–50.5 ат. % Ni. Используя испытания на растяжение в комплексе с методами оптической и электронной микроскопии и рентгеновского анализа, получены данные об особенностях механических свойств и характера разрушения в исходном ультрамелкозернистом (УМЗ) сплаве. УМЗ-структура сплава была создана методом многопроходной пластической деформации прокаткой. Установлено, что сплав отличает высокий уровень механических свойств (предел прочности до 1400 МПа при относительном удлинении более 25%) благодаря обнаруженному эффекту комплексной реакции: рекристаллизации с образованием УМЗ структуры, сопровождаемой высокодисперсным гетерогенным распадом.

Ключевые слова: сплавы с эффектами памяти формы, старение, пластическая деформация, мартенситное превращение, механические свойства

ВВЕДЕНИЕ

Как известно, температурные, механические и другие воздействия, обеспечивая термоупругие мартенситные превращения (ТМП), приводят к ряду необычных и практически важных физических явлений [1–5]. Индуцируемые ТМП циклически обратимые эффекты памяти формы (ЭПФ), гигантские сверхупругость, демпфирование, калорические эффекты [6–8], включая эластокалорические, барокалорические, электрокалорические, магнитокалорические, выделяют инновационно-привлекательные конструкционные полифункциональные металлические smart-сплавы в особый отдельный класс материалов, востребованных в эффективных наукоемких и экологических технологиях [9–12].

Разработка современной техники и технологий диктует создание таких smart-сплавов, которые могут быть применены в изделиях, устройствах и механизмах, эксплуатируемых в широком диапазоне термосиловых и иных условий. Критическим недостатком большинства поликристаллических smart-материалов (за исключением бинарных сплавов никелида титана) являются их низкая пластичность и хрупкость. Это не позволяет реализовать присущие им уникальные эффекты не только в циклическом многократном, но и в однократном применении. Поэтому все более важной становится задача разработки методов получения, выбора оптимального легирования и термомеханической обработки различных объемных прочных и пластичных поликристаллических smart-материалов, ориентированных на последующее разнообразное индустриальное применение.

В зависимости от химического состава и термомеханических обработок сплавы на основе Ti–Ni могут обладать достаточно высокими механическими характеристиками (пределом прочности и относительным удлинением) при благоприятных величинах предела фазовой текучести и обратимой деформации. Они способны развивать значительные усилия при изменении формы, не разрушаются при многократном механическом воздействии (например, более 20 миллионов циклов при знакопеременной деформации на 6%). Поскольку данные сплавы имеют высокие антикоррозионную стойкость, износостойкость и вязкость, это ставит их в ряд наиболее перспективных для практического применения материалов с ТМП и связанными с ними ЭПФ [1–5].

Установлено, что заметное улучшение прочностных и пластических характеристик сплавов с ЭПФ на основе никелида титана может быть получено за счет формирования ультрамелкозернистой (УМЗ) структуры [13]. При проведении научных исследований УМЗ-структура в данных сплавах обеспечивалась применением прогрессивных лабораторных термо-деформационных технологий на основе ряда методов мегапластической деформации (МПД), в том числе кручением под высоким давлением (КВД) или равноканальным угловым прессованием (РКУП), как правило, на образцах небольших габаритов [14–28]. В реальной же практике необходимы объемные крупногабаритные высокопрочные и пластичные сплавы с разнообразными ЭПФ. При этом целесообразно использовать традиционные термомеханические обработки, например, ковку, многопроходную прокатку или волочение в полосу, стержни и проволоку. Однако подобные исследования практически не проводились [13].

Поэтому в данной работе было выполнено изучение влияния прокатки и последующей термообработки на фазовый состав, структуру и механическое поведение сплава Ti49.5Ni50.5 с ЭПФ с целью создания в нем УМЗ-структуры и высоких механических свойств.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Сплав номинального химического состава Ti49.5Ni50.5, находящийся в мартенситном состоянии при комнатной температуре (КТ), был выплавлен из высокочистых компонентов Ti и Ni (чистотой 99.99 мас. %). По данным спектрального анализа он содержал 50.52 ат. % Ni, ост. Ti. Количество кислорода и углерода не превышало 0.07 и 0.10 мас. % соответственно. Сплавы данного состава не являются дисперсионно-твердеющими и не обнаруживают эффекта упрочнения при термической обработке за счет старения. Слиток сплава был подвергнут при 1173–1273 К горячей ковке в прутки сечением 10х10 мм и закалке в воде от 1173 К с выдержкой 10 минут. Для измельчения зеренной структуры сплава был применен метод многопроходной прокатки прутков (МПП) при КТ с суммарной накопленной степенью деформации обжатием на 30%. Постдеформационная термическая обработка (ПТО) выполнялась в режиме изохронного (в течение 1 ч) изотермического отжига при температурах в интервале (573–973) К с охлаждением на воздухе. Для механических испытаний на растяжение при КТ были вырезаны стандартные цилиндрические образцы с длиной рабочей части 20.0 мм и диаметром 3 мм. Поверхность образцов перед испытанием полировали алмазной пастой. Критические температуры начала (Ms, As) и конца (Mf, Af) прямого (Ms, Mf) и обратного (As, Af) ТМП определяли при циклических температурных измерениях электросопротивления ρ(T) со скоростью, близкой 5 К/мин. Структуру и фазовый состав изучали методами рентгеновской дифрактометрии (РД), оптической металлографии (ОМ), просвечивающей (ПЭМ) и растровой электронной микроскопии (РЭМ), энерго-дисперсионного микроанализа (ЭДМА). РД выполняли в монохроматизированном медном излучении Kα. Использовали оптический микроскоп Альтами МЕТ 2С, ПЭМ Tecnai G2 30 при ускоряющем напряжении 300 кВ и РЭМ Quanta 200, оснащенный системой Pegasus, при ускоряющем напряжении 30 кВ, испытательную машину Instron 5982.

На рис. 1 представлена схема диаграммы растяжения с указанием механических характеристик, определяемых на метастабильных сплавах с ТМП, на которой показаны методы определения предела фазовой текучести σм и обратимой деформации εобр, связанной с фазовой текучестью за счет деформационно-индуцированной переориентации мартенситных кристаллов в направлении действующей силы, предела дислокационной текучести σт, оцениваемого по условному пределу σ0.2, а также предела прочности σВ и относительного удлинения до разрушения δ.

Рис. 1.

Схема диаграммы растяжения с указанием механических характеристик.

РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Закаленный сплав испытывает прямое ТМП B2 → B19' при температурах Ms = 290 K и Mf = 260 K и обратное B19' → B2 при As = 305 K, Af = 325 K с шириной температурного гистерезиса ΔT = 35 K по данным ρ(Т). Образование именно B19'-мартенсита было подтверждено результатами РД.

По данным ОМ и РЭМ сплав имел полиэдрическую зеренную структуру со средним размером зерен, близким 45–50 мкм, унаследованную от высокотемпературной аустенитной В2-фазы (рис. 2а, 2б). Важной микроструктурной особенностью данного сплава, как и других сплавов никелида титана, является наличие некоторого количества глобулярных включений стабилизируемой кислородом интерметаллидной фазы Ti4Ni2Ox (структурный тип Fd3m, a = 1.132 нм). Их размер варьирует в пределах 0.3–1.0 мкм (рис. 2в). Несколько меньшие размеры имеют, как известно, в данных сплавах первичные карбиды или карбонитриды Ti(C,N).

Рис. 2.

Изображения структуры сплава Ti49.5Ni50.5 в исходном состоянии: ОМ (а) и СЭМ (б, в), спектр ЭДМА (в, на вставке).

ПЭМ-исследования показали, что в результате закалки в сплаве сформировалась пакетная тонко-двойникованная мартенситная структура, характеризуемая типичным распределением рефлексов на микроэлектронограммах (рис. 3). Из ПЭМ-изображений микроструктуры сплава следует, что толщина наиболее часто встречающихся закономерно ориентированных кристаллов мартенсита составляют десятки нанометров (рис. 3а). Видно, что присутствуют также вторичные пластинчатые нанодвойники (рис. 3а, 3б). Расшифровка микроэлектронограмм показала, что полученная поликристаллическая структура сплава преимущественно содержит B19'-мартенсит. Распределение рефлексов указывает на наличие его различных кристаллографических вариантов, соответствующих ориентационным соотношениям (о.с.), близким Бейновскому: {100}B2 || (100)B19'; ❬011❭B2 || [010]B19'; ❬01–1❭B2 || [001]B19'.

Рис. 3.

Светлопольные (а, б) ПЭМ-изображения структуры и соответствующая микроэлектронограмма (в, о.з. близка [110]B19') сплава Ti49.5Ni50.5 в исходном закаленном состоянии.

Холодная МПП на 30% привела к деформационно-индуцированному ТМП (B2 + B19') → B19' со сдвиговой переориентацией кристаллов произвольно-ориентированной пакетной структуры мартенсита и остаточного аустенита в зернах в полосовую субструктуру высокодефектного B19'-мартенсита. Из рис. 4 видно, что сплав имеет высокую плотность дислокаций и тонких нанодвойников, ориентированных в каждом зерне преимущественно в действующем направлении сдвиговой деформации при прокатке. Типичный пример кольцевой микроэлектронограммы показывает наличие в деформированном сплаве элементов субструктуры с большеугловыми разориентациями (рис. 4в).

Рис. 4.

Светло- (а) и темнопольное (б) ПЭМ-изображения структуры и соответствующая электронограмма (в) сплава Ti49.5Ni50.5 после МПП 30%.

ПТО приводит к обратному ТМП B19' → B2, а последующее охлаждение до КТ вновь к прямому ТМП в сплаве. Рисунок 5 иллюстрирует типичную микроструктуру сплава после МПП и ПТО при 673 К. Видно, что по сравнению с деформированным состоянием сплава субструктура мартенсита изменилась незначительно, сохранив по-прежнему высокую плотность дислокаций и нанодвойников, а также характерное кольцевое распределение рефлексов на микроэлектронограммах. Вместе с тем наблюдались высокодисперсные “светящиеся” наночастицы на темнопольных изображениях, являющиеся обогащёнными никелем нановыделениями на основе метастабильной фазы Ni4Ti3.

Рис. 5.

Светло- (а) и темнопольные (б, в) ПЭМ-изображения структуры и соответствующая микроэлектронограмма (г) сплава Ti49.5Ni50.5 после МПП 30% и ПТО 673 К, 1 ч.

На рисунке 6 представлены ПЭМ-изображения микроструктуры сплава после МПП и ПТО при 773 К. Очевидно, что после охлаждения до КТ в сплаве произошло радикальное изменение фазового состава мартенситной субструктуры, о чем свидетельствует появление наряду с кольцевым распределением рефлексов на микроэлектронограммах (рис. 6в, селекторная диафрагма ∅1.0 мкм) их монокристалльных сеток, доказывающих наличие R- и B19'-мартенситных фаз. В частности, на рис. 6г при использовании меньшей селекторной диафрагммы (∅0.3 мкм) представлена монокристальная микроэлектронограмма с осью зоны (о.з.) отражающих плоскостей [110]R. Во-вторых, анализ светло- и темнопольных изображений показал, что сплав имеет УМЗ-структуру с интервалом преобладающих размеров зерен 100–150 нм.

Рис. 6.

Светло- (а) и темнопольное (б) ПЭМ-изображения структуры и микроэлектронограммы (в – селекторная диафрагма ∅1.0 мкм; г – ∅0.3 мкм, о.з. [110]R) сплава Ti49.5Ni50.5 после МПП 30% и ПТО при 773 К, 1 ч.

Рисунок 7 представляет УМЗ-структуру сплава, подвергнутого МПП и ПТО при 873 К. В данном случае несколько крупнее стали зерна (преобладающие размеры изменяются в пределах 150–200 нм). В целом же видно, что в сплаве по-прежнему присутствуют тонкодвойникованные кристаллы R- и B19'-мартенсита наряду с некоторым меньшим количеством высокодисперсных частиц Ni4Ti3 в соответствии с данными анализа микроэлектронограмм (в т. ч. на рис. 6г и 7г). Микроэлектронограмма на рис. 7г получена с использованием селекторной диафрагмы ∅0.3 мкм и содержит сетки рефлексов фаз R, B19' и Ni4Ti3.

Рис. 7.

Светло- (а) и темнопольное (б) ПЭМ-изображения структуры и микроэлектронограммы (в – селекторная диафрагма ∅1.0 мкм; г – ∅0.3 мкм, о.з. [110]B19′ и [111]R) сплава Ti49.5Ni50.5 после МПП 30% и ПТО при 873 К, 1 ч.

На рис. 8 и в табл. 1 приведены механические свойства сплава после закалки, МПП на 30% и ПТО. Видно, что МПП на 30% приводит к увеличению σВ от 930 до 1270 МПа, некоторому росту σм от 180 до 250 МПа и соответствующему снижению δ от 60 до 22%. Применение ПТО обусловило, начиная от 673 К вплоть до 873 К, плавное снижение σВ и σм, но радикальный рост δ (вплоть до 75%). Механические свойства сплава после ПТО при 973 К практически совпали со свойствами закаленного сплава.

Рис. 8.

Зависимости пределов фазовой текучести σм и прочности σВ и относительного удлинения δ от температуры старения сплава Ti49.5Ni50.5, подвергнутого МПП 30%.

Таблица 1.  

Механические свойства сплава Ti49.5Ni50.5 после МПП и ПТО

Обработка σВ, МПа σм, МПа δ, %
Закалка 930 180 60
МПП 30% 1270 250 22
МПП 30% + ПТО 573К 1320 230 24
МПП 30% + ПТО 673К 1390 235 28
МПП 30% + ПТО 773К 1214 210 46
МПП 30% + ПТО 823К 1130 170 68
МПП 30% + ПТО 873К 1045 140 75
МПП 30% + ПТО 973К 910 120 66

Этапу разупрочнения сплава при повышении температуры ПТО предшествовал промежуточный этап некоторого роста величин σВ и δ в интервале температур 573–673 К при неизменности величины σм. С учетом фазового состава и микроструктуры можно заключить, что данный эффект упрочнения связан с развитием комплексной реакции деформационно-индуцированных процессов распада и первичной рекристаллизации с образованием УМЗ-структуры при барьерном действии гетерогенно выделяющихся на дефектах структуры (прежде всего дислокациях и субграницах) высокодисперсных обогащенных никелем частиц. Тогда как второй этап общего разупрочнения обусловлен в основном продолжающимся при рекристаллизации огрублением УМЗ-структуры при повышенных температурах ПТО, в том числе вследствие ускорения кинетики рекристаллизации и уменьшения роли барьерного эффекта выделений, объемная доля которых при более высоких температурах существенно снижается, а размеры увеличиваются. ПТО при 973 К в условиях отсутствия распада привела к восстановлению исходной зеренной структуры сплава (размер зерна в интервале 45–50 мкм) вследствие завершения процесса первичной рекристаллизации и, как следствие, к возвращению механических свойств к исходным значениям закаленного сплава.

Анализ поверхности разрушения образцов после механических испытаний на растяжение при КТ показал, что характер разрушения по деформационному и микроструктурному признакам является вязким с высокой дисперсностью ячеек (или чашечек) отрыва (рис. 9). Фрактографические картины сплава после закалки, МПП с обжатием на 30%, а также после ПТО по всем режимам практически не отличаются. Размеры ячеек (или чашечек) составляют в среднем несколько микрометров (ср. рис. 9а, 9б). Однако, если для сплава после закалки или МПП на 30% эти размеры на порядок меньше размеров зерен, то в случае УМЗ-сплава после МПП и ПТО они, напротив, более чем на порядок превышают средние размеры ультрамелких зерен. В данном случае, это обстоятельство указывает на особый интеркристаллитный, а не транскристаллитный тип вязкого разрушения, происходящего, очевидно, по большеугловым границам УМЗ структуры сплава. Следует также отметить, что, как правило, на дне чашечек разрушения были видны глобулярные первичные карбонитриды и оксиды титана размерами порядка одного микрометра.

Рис. 9.

РЭМ-изображения поверхности разрушения сплава Ti49.5Ni50.5, после МПП 30% (а) и после МПП 30% и ПТО при 773 K, 1 ч (б).

ВЫВОДЫ

1. Обнаружено, что сплав Ti49.5Ni50.5, полученный МПП с обжатием на 30% в мартенситном состоянии, в процессе механических испытаний на растяжение при КТ обладает высокими прочностью (σВ до 1300 МПа) и коэффициентом упрочнения, а также умеренным равномерным относительным удлинением (до 25%).

2. Установлено, что мартенситный сплав, наследующий от аустенита УМЗ-структуру, полученную благодаря ПТО при повышенных температурах 573–873 К, характеризуется наряду с заметным упрочнением (σВ вплоть до 1400 МПа) способностью к повышенной пластической деформации (δ до 75%).

3. УМЗ-структура сплава обусловлена одновременным развитием при ПТО в аустените первичной рекристаллизации и гетерогенного распада с выделением высокодисперсных частиц метастабильной фазы Ni4Ti3 преимущественно на границах зерен.

4. По данным фрактографических исследований сплав в мартенситном состоянии отличается вязким мелкоямочным разрушением внутризеренного типа, а в УМЗ-состоянии – по большеугловым границам ультрамелких зерен.

Работа выполнена в рамках Госзадания (шифр “Структура”) Г.р. № 122021000033-2 ИФМ УрО РАН с использованием научного оборудования ЦКП ИФМ УрО РАН.

Список литературы

  1. Perkins J. (Ed.) Shape Memory Effects in Alloys. Plenum. London: UK, 1975. 583 p.

  2. Ооцука К., Симидзу К., Судзуки Ю., Сэкигути Ю., Тадаки Ц., Хомма Т., Миядзаки С. Сплавы с эффектом памяти формы. М.: Металлургия, 1990. 224 с.

  3. Duering T.W., Melton K.L., Stockel D., Wayman C.M. (Eds.) Engineering Aspects of Shape Memory Alloys. Butterworth-Heineman: London, UK. 1990.

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

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

  6. Bonnot E., Romero R., Mañosa L., Vives E., Planes A. Elastocaloric effect associated with the martensitic transition in shape-memory alloys // Phys. Rev. Lett. 2008. V. 100. P. 125901.

  7. Cui J., Wu Y., Muehlbauer J., Hwang Y., Radermacher R., Fackler S., Wuttig M., Takeuchi I. Demonstration of high efficiency elastocaloric cooling with large δT using NiTi wires // Appl. Phys. Lett. 2012. V. 101. P. 073904.

  8. Cui J. Shape memory alloys and their applications in power generation and refrigeration / In Mesoscopic phenomena in multifunctional materials. Eds. A. Saxena, A. Planes; Springer, Germany. 2014. P. 289–307.

  9. Prokoshkin S.D., Pushin V.G., Ryklina E.P., Khmelevskaya I.Yu. Application of Titanium Nickelide–based Alloys in Medicine // Phys. Met. Metallogr. 2004. V. 97. P. 56–96.

  10. Wilson J., Weselowsky M. Shape Memory Alloys for Seismic Response Modification: A State-of-the-Art Review // Earth. Spectra. 2005. V. 21. P. 569–601.

  11. Yoneyama T., Miyazaki S. Shape Memory Alloys for Medical Applications. Wordhead Publishing: Cambridge, UK. 2009.

  12. Dong J., Cai C., O’Keil A. Overview of Potential and Existing Applications of Shape Memory Alloys in Bridges // J. Bridg. Eng. 2011. V. 16. P. 305–315.

  13. Pushin V.G. Alloys with a Thermomechanical Memory: Structure, Properties, and Application // Phys. Met. Metal. 2000. V. 90. Suppl. 1. P. S68–S95.

  14. Pushin V.G., Stolyarov V.V., Valiev R.Z., Kourov N.I., Kuranova N.N., Prokofiev E.A., Yurchenko L.I. Features of Structure and Phase Transformations in Shape Memory TiNi-Based Alloys after Severe Plastic Deformation // Ann. Chim. Sci. Mat. 2002. V. 27. P. 77–88.

  15. Valiev R.Z., Pushin V.G. Bulk Nanostructured Metallic Materials: Production, Structure, Properties and Functioning // Phys. Met. Metal. 2002. V. 94. P. S1–S4.

  16. Pushin V.G., Stolyarov V.V., Valiev R.Z., Kourov N.I., Kuranova N.N., Prokofiev E.A., Yurchenko L.I. Development of Methods of Severe Plastic Deformation for the Production of High-Strength Alloys Based on Titanium Nickelide with a Shape Memory Effect // Phys. Met. Metal. 2002. V. 94. P. S54–S68.

  17. Pushin V.G., Valiev R.Z. The Nanostructured TiNi Shape-Memory Alloys: New Properties and Applications // Sol. St. Phenom. 2003. V. 94. P. 13–24.

  18. Pushin V.G., Valiev R.Z., Yurchenko L.I. Processing of Nanostructured TiNi-Shape Memory Alloys: Methods, Structures, Properties, Application // J. Phys. IV Fr. 2003. V. 112. P. 659–662.

  19. Pushin V.G. Structure, Properties, and Application of Nanostructures Shape Memory TiNi-Based Alloys / In book Nanomaterials by severe plastic deformation, Wiley-VCH Verlag GmbH &Co, Weinheim. 2004. P. 822–828.

  20. Brailovski V., Khmelevskaya I.Yu., Prokoshkin S.D., Pushin V.G., Ryklina E.P., Valiev R.Z. Foundation of Heat and Thermomechanical Treatments and Their on the Structure and Properties of Titanium Nickelide-Based Alloys // Phys. Met. Metal. 2004. V. 97. P. S3–S55.

  21. Pushin V.G., Valiev R.Z., Zhu Y.T., Gunderov D.V., Kourov N.I., Kuntsevich T.E., Uksusnikov A.N., Yurchenko L.I. Effect of Severe Plastic Deformation on the Behavior of Ti–Ni Shape Memory Alloys.// Mater. Trans. 2006. V. 47. P. 694–697.

  22. Valiev R.Z., Gunderov D.V., Pushin V.G. The New SPD Processing Routes to Fabricate Bulk Nanostructured Materials. /in Ultrafine Grained Materials IV. TMS (The Minerals, Metals & Materials Society). Ed. Zhu Y.T., Langdon T.G., Semiatin S.L., Horita Z., Zehetbauer M.J. and Lowe T.C. Warrendale, PA. 2006. P. 105–112.

  23. Pushin V.G., Valiev R.Z., Zhu Y.T., Prockoshkin S., Gunderov D.V., Yurchenko L.I. Effect of Equal Channel Angular Pressing and Repeated Rolling on Structure, Phase Transformation and Properties of TiNi Shape Memory Alloys // Mater. Sci. Forum. 2006. V. 503–504. P. 539–544.

  24. Valiev R., Gunderov D., Prokofiev E., Pushin V., Zhu Yu. Nanostructuring of TiNi alloy by SPD processing for advanced properties // Mater. Trans. 2008. V. 49. P. 97–101.

  25. Kuranova N.N., Gunderov D.V., Uksusnikov A.N., Luk’yanov A.V., Yurchenko L.I., Prokof’ev E.A., Pushin V.G., Valiev R.Z. Effect of heat treatment on the structural and phase transformations and mechanical properties of TiNi alloy subjected to severe plastic deformation by Torsion // Phys Met Metal. 2009. V. 108. P. 556–568.

  26. Prokoshkin S., Brailivski V., Korotitskiy A., Inaekyan K., Dubinsky S., Filonov M., Petrzhic M. Formation of Nanostructures in Thermo-Mechanically-Treated Ti–Ni and Ti–Nb–(Zr, Ta) SMAs and Their Roles in Martensite Crystal Lattice Changes and Mechanical Behavior // J. Alloy. Comp. 2011. V. 509. P. 2066–2075.

  27. Tsuchiya K., Hada Y., Koyano T., Nakajima K., Ohnuma M., Koike T., Todaka Y., Umimota M. Production of TiNi Amorphous/Nanocrystalline Wires with High-Strength and Elastic Modulus by Severe Cold Drawing // Scr. Mater. 2009. V. 60. P. 749–752.

  28. Lotkov A.I., Grishkov V.N., Baturin A.A., Dudarev E.F., Zhapova D.Yu., Timkin V.N. The Effect of Warm Deformation by abc-Pressing on the Mechanical Properties of Titanium Nickelide // Letters Mater. 2015. V. 5(2). P. 170–174.

  29. Pushin V., Kuranova N., Marchenkova E., Pushin A. Design and Development of Ti–Ni, Ni–Mn–Ga and Cu–Al–Ni-based Alloys with High and Low Temperature Shape Memory Effects // Materials. 2019. V. 12. P. 2616–2640.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Физика металлов и металловедение

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал