автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Физические основы выращивания, управления свойствами и применения монокристаллов сплава медь-алюминий-никель

На правах рукопи

ВАСИЛЕНКО Александр Юрьевич

ФИЗИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ВЫРАЩИВАНИЯ, УПРАВЛЕНИЯ СВОЙСТВАМИ И ПРИМЕНЕНИЯ МОНОКРИСТАЛЛОВ СПЛАВА МЕДЬ - АЛЮМИНИЙ - НИКЕЛЬ

Специальность 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

ВОРОНЕЖ - 2000

Работа выполнена на кафедре физики Воронежской Государственной Технологической академии.

Официальные оппоненты: Доктор технических наук, профессор

A.Н. Осинцев

Доктор технических наук, профессор

B.Я. Воротников

Доктор физико-математических наук, профессор В.А. Терехов

Ведущая организация - Институт металлургии и

металловедения им. А.А. Байкова РАН (г.Москва)

Защита состоится Г. В Ж.Ч. на заседании

специализированного совета Д 064.50.01 при Курском Государственном Техническом Университете по адресу: 305040, г. Курск, ул. 50 лег Октября, д. 94.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке университета. Автореферат разослан г.

Отзыв на автореферат, заверенный печатью, просим направлять по адресу: 305040, г. Курск, ул. 50 лет Октября, д. 94.

Ученый секретарь специализированного совега,

доктор технических наук, профессор С!^^^^ С. Ф. Яцун

тол,о

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. В последние годы усилия многих исследователей направлены на изучение материалов с термоупругими мартен-ситными превращениями. Уникальные свойства этих материалов, такие как эффект памяти формы и псевдоупругость, открывают широкую, перспективу их применения в различных областях современной техники. Несмотря на значительные успехи, достигнутые в изучении природы фазовых превращений, структуры и механических свойств материалов с термоупругими мартепситными превращениями, остается много нерешенных проблем, препятствующих их широкому внедрению.

Все известные в настоящее время материалы, обладающие эффектами памяти формы и псевдоупругостп, представляют собой многокомпонентные сплавы. Во многих случаях они являются хрупкими и легко разрушаются по границам зерен. Из наиболее распространенных сплавов с эффектом памяти формы в этом отношении исключение составляют только Т1-№ и Си-7н-Л1. Практическое применение таких сплавов, как Си-А1-№, Си-А1-Мп, Си-А1-Ре и других на основе ингер-мсталлического соединения СизА1, требует устранения зериограничпой хрупкости.

Наиболее распространенными способами улучшения свойств сплавов Си-А1-№ и Си-А1-Мп являются измельчение зерна путем введения модифицирующих добавок Т1, ¿г, У, V, Сг, В, получение материалов методами порошковой металлургии, быстрой кристаллизации (закаливание из расплава), осаждения из газовой фазы и рекристаллизации. Перечисленные методы позволяют получать материал низкой ст оимости, по прочности приближающийся к но отличающийся

от него малой, не превышающей 3-5 %, обратимой в процессе проявле пня эффекта памяти формы деформацией.

Вторым способом устранения зернограпичной хрупкости являете: получение изделий из рассматриваемых сплавов в монокристалли чсском состоянии. На этом пути удается увеличить обратимую в про цессе проявления эффектов памяга формы и псевдоупругости дефор мации до 9-20 % и сделать доступными для практического использова ния целый ряд других анизотропных свойств, которые могут прояв ляться только в монокристаллическом состоянии.

Основным способом получения монокристаллов сплава Си-А1-К ранее являлся метод Бриджмсна. Однако контакт выращиваемого кри сгалла с материалом контейнера и возникающие при этом термически' напряжения приводят к образованию большого количества дислока ций. Кроме того, большие трудности вызывает получение монокрн сталлов заданной ориентации. Описанных недостатков лишен мего, Мохральского, но он малопроизводителен, не позволяет получав мо нокрисгавды заданного профиля и, как и метод Бриджмена, приводит ] перераспределению компонентов расплава по длине выращиваемом кристалла.

Система Си-А1-№ исследуется давно, однако до сих пор до коиц не было выяснено влияние состава, условий нагружения, термообра ботки и дефектов структуры на протекание термоупругих мартенеш ных превращений, проявление эффектов памяти формы и псевдоупру гости в монокристаллах данного сшива. Отсутствуют методы управле пня параметрами памяти формы и псевдоупругости в монокристаллах.

Недостаточно полно изучены диссипативные явления, сопровождающие термоупругое мартенситное превращение в монокри-

сталлах сплава Cu-Лl-Ni и существенно проявляющиеся при динамических условиях их применения.

Малоизученными явлениями являются также механическое двой-никование млртснеитных фаз и связанное с ним "резиноподобнос" поведение, обнаруженное в некоторых системах с термоупругим мартен-ситным превращением, в том числе и в Си-А1-№. Отсутствие надежных экспериментальных результатов по выяснению природы двойниковой псевдоупругости, а также модельных представлений, существенно офаничиваег возможности практического использования этого эффекта и диктует необходимость поиска новых подходов к его раскрьпшо. Необходимость решения перечисленных проблем связана с практической потребностью разработки монокристшшнчсских материалов с заданными функциональными свойствами и определяет актуальность данной темы.

Цель и задачи работы. Цель работы состояла в разработке теоретических основ получения, обосновании технологических параметров реализации процессов выращивания профилированных монокристаллов сплава Си-А1-№ с заданными размерами и формой поперечного сс-чения непосредственно из расплава, создании методов управления функциональными свойствами получаемых монокристаллов и изучении их свойств для дальнейшего использования применительно к конкретным техническим проблемам.

Основные задачи работы, вытекающие из поставленной цели: - на основе анализа известных способов получения монокристачличс-ских материалов определить основные парамегры и условия, необходимые для получения профилированных монокристаллов сплава Си-А1-№ непосредственно из расплава;

- провести анализ всех возможных вариантов реализации процесса получения основных профилей и размеров монокристаллов сплава Си-А1-№ и осуществить их экспериментальную проверку;

- разработать новые технологические приемы получения профилированных монокристаллов сплава Си-А1-№ с каналами малого сечения и групповым способом, создать устройства для этой цели;

- установить общие закономерности влияния состава, условий нагружения, термической, механической, термомеханической обработки на параметры обратимого мартенситного превращения, эффекта памяти формы и псевдоупругости монокристаллов сплава Си-А1-№;

- на основе зависимости свойств монокристаллов сплава Си-А1-№ от состава разработать способы управления параметрами памяти формы и псевдоупругости методами химико-термической обработки;

- исследовать диссипативные явления в монокристаллах сплава Си-А1-№, обусловленные термоупругим мартенсигным превращением;

- исследовать демпфирующие, псевдопластичиые и псевдоупругие свойства монокристаллов сплава Си-А1-№ в мартенситном состоянии;

- определить основные области применения монокристаллов сплава Си-А1-М в различных устройствах новой техники, основанные на их функциональных свойствах.

Научная новизна. К наиболее существенным новым научным результатам, представленным в работе, относятся следующие. I. Обоснованы оптимальные технологические параметры выращивания способом Степанова основных форм и размеров профилированных монокристаллов сплава Си-А1-№ при условии зацепления за кромки формообразователя и смачивании расплавом внутренних стенок формообразующего отверстия.. Установлена зависимость условий получе-

пня монокристаллоп сплава Си-А1-№ от ориентации оси вытягивания.

2. Обосновано групповое выращивание профилированных монокристаллов при условии смачивания внутренних стопок формообразующих отверстии и получение голых кристаллических изделий непосредственно из расплава при комбинированном условии смачивания -зацепления.

3. С целыо прогнозирования и управления свойствами монокристаллов сплава Си-А1-№ экспериментально устаноплепы основные закономерности изменения фазового и структурного состояний, характеристик термоупругих мартенеитных превращений, проявления эффектов памяти формы и псевдоупругостн в зависимости от химического состава, условий нагружения, режимов термообработки, холодной и горячей пласт ической деформации этих магсри;игов.

4. Впервые установлено, что тип образующейся маргенситной структуры при одноосном сжатии вдоль направления <100> исходных монокристаллов р|-фазы сплава медь-алюминий-никель в отсутствие сдвиговых напряжений в базисных плоскостях определяется величиной приложенной нагрузки. Предложена физическая модель явления, основанная на зависимости энергии зонной структуры от упругих искажений кристаллической решетки.

5. Разработаны теоретические основы управления составом и структурой монокристаллов сплава Си-А1-№ методом химико-термической обработай. Впервые химико-термическая обработка применена для управления параметрами псевдоупругостн и эффекта памяти формы.

6. Исследованы диссипагивные явления при деформационном термоупругом мартенсит ном превращении в монокристаллах сплава

Си-А1-№. Установлено, что формирование петли гистерезиса определяется тепловым эффектом превращения и условиями теплообмена с окружающей средой, диаметром образца, неоднородностью вдоль его длины по химическому составу и площади поперечного сечения.

7. Обнаружено псевдоупругое поведение при механическом двой-никовании по плоскостям {121 в состаренном сплаве Си-А1-№ и установлены условия его полной реализации, заключающиеся в формировании монокристалла мартенситной 71-фазы и действии одной системы двойникования. Исследовано влияние режимов старения, температурных и динамических условий на псевдоупругое двойникование. Проведены рентгеноструктурные исследования изменения структуры -/['-фазы при старении. Предложена физическая модель псевдоупругого двойникования по плоскостям {121}у|', основанная на процессах атомной перестройки кристаллической решетки 71-фазы при старении.

8. Определены основные применения профилированных монокристаллов сплава Си-А1-№, основанные на псевдоупругости, механическом двойниковании, эффекте памяти формы и анизотропии упругих свойств. На основе проведенных исследований, установленных закономерностей и технологических разработок создан ряд устройств для различных областей новой техники (А. с. СССР № 983500, 1530483, 1553099, Патент РФ № 2028507).

Практическая ценность. Определены оптимальные технологические параметры получения профилированных монокристаллов сплава Си-А1-№ непосредственно из расплава, позволяющие обоснованно выбирать способы формообразования для конкретных форм и размеров выращиваемых кристаллов. Разработаны новые способы и устройства для этих целей (Патенты РФ№ 1445277, 2031984).

Получены экспериментальные данные, позволяющие прогнозировать и осуществлять воздействие на функциональные свойства монокристаллических изделий из сплавов Си-А1-№ при изменении химического состава ц условий нагруження, термической и химико-термической обработках, холодной и горячей пластической деформации, применительно к заданным условиям эксплуатации.

Исследования двойникования мартенсигной фазы сплава Си-А1-№ и новые технологические приемы получения профилированных кристаллов из расплава легли в основу способа их обработки для достижения двойниковой псевдоупругости (Патент РФ № 1457433), создания гибких СВЧ волноводов н гибких капилляров для медицинских целей.

Исследования поведения монокристаллов сплава Си-А1-№ при одноосном деформировании сжатием позволили создать термочувствительные элементы дискретного срабатывания н компактные тепловые приводы.

Внедрение разработок позволило освоить новые виды продукции.

Основные положения, выносимые на защиту.

1. Оптимальные технологические параметры получения способом Степанова основных форм и размеров профилированных монокристаллов сплава Си:А1-№ при условиях зацеплении за кромки формооб-разователя, смачивании расплавом внутренних стенок формообразующего отверстия и комбинированном условии смачивания-зацепления.

2. Основные закономерности изменения фазового и структурного состояний, характеристик термоупругих маргенситных превращении, проявления эффектов памяти формы и псевдоупругости в зависимости от химического состава, условий нагруження, режимов термообработ-

ки, холодной и горячей пластической деформации монокристаллов сплава Си-А1-№.

3. Тип образующейся мартенситной структуры при одноосном деформировании монокристаллов в отсутствие сдвиговых напряжений в базисных плоскостях зависит от величины приложенной нагрузки и определяется относительным изменением энергии зонной структуры маргенептных фаз при упругих искажениях кристаллической решетки.

4. Совокупность технологических приемов управления составом, структурой, параметрами эффекта намяги формы и псевдоупругосш в монокристаллах сплава Си-А1-№ методом химико-термической обработки.

5. Основными факторами, определяющими формирование петли гистерезиса при деформационном термоупругом превращении в монокристаллах сплава Си-А1-№ являются тепловой эффект превращения и условия теплообмена с окружающей средой, диаметр образца, неоднородность вдоль ею длины по химическому составу и площади поперечного сечения.

6. Условиями полной реализации псевдоупругого поведения при механическом двойниковании по плоскостям {121}у1' в состаренном сплаве Си-АЬМ является формирование монокристалла мартенситной у|'-фазы и действие одной системы двойникования. Причина псевдоупругого поведения при двойниковании заключается в атомной перестройке кристаллической решетки мартенситной у/-фазы при старении.

7. Основные применения профилированных монокристаллов сплава Си-А1-№ определяются их псевдоупругими свойствами, способностью к многократному изгибу без деформационного упрочнения, упрашгасмыми параметрами эффекта памяти формы, способностью к

восстановлению значительных деформаций при одноосном сжатии и анизотропными упругими свойствами.

Совокупность проведенных экспериментальных исследований структуры, физико-механических свойств, научно обоснованных способов выращивания профилированных монокристаллов сплава медь-¡иЦоминий-никсль, управления характерисгиками эффекта памяти формы и псевдоупругости решает важную прикладную задачу - делает доступным для практического применения новый, монокристаллнче-ский материал с функциональными свойствами.

Апробация работы. Основные результаты диссертационной работы были представлены на следующих конференциях, совещаниях и семинарах: Всесоюзных совещаниях по механизмам внутреннего тренпя в твердых телах (г. Сухуми, 1976 г., г. Кутаиси, 1979 т.); VIII, IX и XI Всесоюзном совещании по получению профилированных кристаллов и изделий способом Степанова и их применению в народном хозяйстве (г. Ленинград, Í979, (982 и Í98S г.); VII Всесоюзной конференции по механизмам релаксационных явлений в твердых телах, ВКМР-7 (г. Воронеж, 1980 г.); VI Международной конференции по росгу кристаллов (г. Москва, 1980 г.); Всесоюзной конференции"Сплавы со свойствами сверхупругосги и памяти формы и их применение в новой технике" (г. Киев, 1980 г.); Всесоюзной научной конференции "Сверхупругость, эф-фекг памяти и их применение в новой технике" (г. Воронеж, 1982 г.); Ш Всесоюзной конференции "Сверхупругость, эффект памяти формы и их применение в новой технике" (г. Томск, 1985 г.); Научно-техническом семинаре "Применение материалов с эффектом памяти формы" (г. Ленинград, 1986 г.); II Всесоюзной конференции "Моделирование роста кристаллов" (г. Рига, 1987 г.); V Научно-технической конференции

"Демпфирующие металлические материалы" (г. Киров, 1988 г.); Семинаре "Кинетика и термодинамика пластической деформации" ( г. Барнаул, 1988 г.); VII Всесоюзном совещании по взаимодействию между дислокациями и атомами примесей и свойствам сплавов (г. Тула, 1988 г.); I Всесоюзной конференции "Эффекты памяти формы и сверхэлас-тнчносги и их применение в медицине" (г. Томск, 1989 г.); Областной конференции стоматологов "Профилактика стоматологических заболеваний" (г. Воронеж, 1989 г.); Семинаре "Материалы с эффектом памяти формы и их применение" (г. Новгород, г. Ленинград, 1989 г.); Региональной научно-тсхнической конференции "Материалы и упрочняющие тсхнологии-89" (г. Курск, 1989 г.); Всесоюзной конференции " Мартенсита ыс превращения в твердом теле" (г. Косов Ивано-Франковской обл., Украина, 1991г.); I Российско-Американском семинаре и XXXI семинаре "Актуальные проблемы прочности" (г. Санкт-Петербург, 1995 г.); IX Международной конференции "Взаимодействие дефектов и неупругие явления в твердых телах" (г. Тула, 1997 г.); Kur-dyumov Memorial International Conference on Martensile, KUMICOM'99 (Moscow, 1999,Russia); XXXV семинаре "Актуальные проблемы прочности" (Псков, 1999); XX Международной конференции "Релаксационные явления в твердых телах" (Воронеж, 1999).

Публикации. По материалам исследований опубликовано 59 работ. Содержание диссертации достаточно полно отражено в 33 основных публикациях, список которых приведен в конце автореферата. Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, восьми глав, основных выводов и списка литературы; содержит 333 стр, машинописного текста, 161 рис., 7 табл. и список литературы из 272 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы диссертации, определена цель и поставлены задачи исследования, показана научная новизна полученных результатов и их практическая значимость, сформулированы основные положения, выносимые на защиту, приведены сведения об апробации результатов работы, публикациях, личном вкладе автора, структуре и объеме диссертации.

В первой главе - {(Особенности получения монокристаллов способом Степанова» - обоснована nqicneKTUBnocTb использования способа Степанова для выращивания профилированных кристаллов сплава медь-алюминий-никель и рассмотрены условия утойчивого ведения процесса.

В результате анализа имеющейся информации показано, что выбранный способ по сравнению с другими методами выращивания позволяет получать однородные по составу мопокрнсталличсские профилированные изделия из многокомпонентных сплавов непосредственно из расплава с небольшой последующей механической обработкой или без нес. Возможно выращивание кристаллов практически любой заранее заданной ориентации. Процесс можег бьпь автоматизирован и организован как непрерывный путем постоянного добавления материала и тигель.

Определен!,i задачи, решение которых позволяет использовать способ Степанова для получения профилированных монокристаллов сплава Cu-Al-Ni.

На основании анализа диаграмм состояния сплавов Cu-Al, Cu-№

и Си-А1-№ установлено, «по получение монокристаллов сплава Си-А1-N1, проявляющих эффект памяга формы и псевдоупругосгь и составом, с отклонениями от состава расплава не более, чем на 0,1 %, возможно при реальных скоростях вытягивания V > 0,5-10-5 мс1 и высоте столбика расплава более 0,4 мм.

В качестве основного материала для изготовления формообразо-вателя и других деталей технолошческой оснастки выбран графит.

Измерены капиллярные свойства расплава Си-А1-№, необходимые для анализа процессов выращивания профилированных монокристаллов:

- угол росга уо = (33±2)°;

- угол смачивания поверхности графита 8 = (140 ± 2)°;

- удельная поверхностная энергия уш = (0,222±0,014) Дж м2;

-капиллярная постоянная а = (2,54±0,16) Ю-3 м.

Во второй главе - «Выращивание профилированных монокристаллов сплава Си-А1-№ при условии зацепления за кромки формооб-разователя» - на основе совместных решений тепловой и капиллярной задач проведен анализ устойчивости процесса роста при получении профилированных монокристаллов сплава медь-алюминий-никель п виде пругков, пластин и труб при условии зацепления расплавом за верхнюю кромку формообразователя (рис.1, А), а также тонких нитей и леш - при условии зацепления расплавом за нижнюю кромку формообразователя (рис. 1, В).

Для скоростей вытягивания V < I О-4 м с-' определены оптимальные условия процесса (давление расплава с1 и его перегрев по отношению к температуре кристаллизации) для различных размеров поперечного сс-чения получаемых кристаллов. Установлена общая устойчивость про-

Т* Г у

Рис. 1. Схема процессов выращивания профилированных монокристаллов 2 при условиях зацепления столбика расплава 3 за верхнюю кромку формообразователя 1 (А), за нижнюю кромку (В) и смачивании стенок формообразующего отверстия (С).

цесса при условии зацепления за верхнюю кромку и трудности реализации для прутков и пластин толщиной менее 1 мм.

Рассмотрены особенности получения моногсрисгаллических трубок из сплава Си-А1-№. Установлена полная аналогия решения совместных т епловых и капиллярных задач, устойчивости этих процессов

;уга получения труб диаметром не менее 25 мм и выращивания пластин. Анализ процесса выращивания трубок диаметром не более 5 мм позволил выявить сильную зависимость размеров получаемого кристалла от температуры, тенденцию к потере устойчивости по отношению к внутреннему размеру трубки при подъеме фронта кристаллизации и, как следствие этого, трудности в практической реализации таких процессов.

Изучена возможность получения тонких монокристаллов при условии зацепления за нижшою кромку формообразователя и отсутствии давления расплава. Установлена принципиальная возможность выращивания монокрисгаллических проволок диаметром менее 1 мм при скоростях вытягивания до 50 мм-мин-' и монокристаллических лент толщиной менее 1 мм при скоростях вытягивания не более 10 мм мин1.

При условии зацепления за верхнюю кромку формообразователя в полном соответствии с полученными теоретическими результатами успешно реализовано выращивание единичных профилированных монокристаллов сплава Си-А1-№ в виде прутков диаметром 2-6 мм, трубок с внутренним диаметром более 2 мм, внешним диаметром до 30 мм и толщиной стенки 1-5 мм, пластин толщиной 1-5 мм и шириной до 30 мм и более сложных профилей. Длина выращиваемых кристаллов - до 600 мм. Плотность дислокаций, определенная методом ямок травления, составляла 4-103-7Ю4см-2.

При условии зацепления за нижнюю кромку формообразователя получены монокристаллы сплава Си-А1-№ диаметром от 0,2 до 0,8 мм при скорости вытяг ивания до 20 мм мин-1 и монокристаллы в виде лент толщиной от 0,2 до I мм при скоросги вытягивания до 3 мм мин-1 с

плотностью дислокаций не более ~6103 см-3.

Установлена зависимость условий выращивания монокристаллов сплава Cu-Al-Ni от ориентации оси роста. Выращивание монокристаллов с ориентацией оси < 111> в состоянии высокотемпературной о. ц. к. фазы требует при прочих равных условиях поддержания температуры расплава на 8-9 К ниже, чем для <100>. Выращивание монокристаллов с ориентацией < 110> требует поддержания температуры на 2-3 К ниже, чем для < 100>. При высоких скорости вытягивания происходит зарождение посторонних зерен ориентации <Ю0> вдоль направления вытягивания, которые вытесняют зерна основной ориентации.

В третьей главе - «Получение профилированных монокристаллов при условии смачивания)) - сделан анализ совместных решений тепловой и капиллярной задач, устойчивости при выращивании профилированных монокристаллов сплава медь-алюминий-никель в виде прутков, пластин и труб при условии смачивания расплавом стенок формообразующего отверстия (рис. I).

Установлено, что выращивание монокристаллов при условии смачивания расплавом вертикальных стенок формообразующего отверстия характеризуется капиллярной неустойчивостью. Устойчивост ь процесса выращивания достигается при наклоне стенок формообразующего отверстия, на угол р > (180 - у - 0)°, где >|/ - угол роста, 0 - угол смачивания расплавом матершша формообразоватсля. Положение точек контакта мениска расплава с поверхностью формообразоватсля не является фиксированным и можег меняться в широких пределах, подчиняясь изменениям температуры при практически постоянном диаметре получаемых кристаллов, что позволило реализовать групповое выращивание профилированных монокристаллов. При этом реальные

возможности получения кристаллических профилей зависят от конфигурации формообразователя.

Определена оптимальная конфигурация формообразователя, обеспечивающая высокий градиент температуры по высоте мениска расплава, отсутствие переохлаждашя его боковой поверхности и высокую устойчивосгь процесса при групповом выращивании.

Получение монокристаллических труб большого диаметра (Я > За я 13 мм) при условии смачивания расплавом стенок формообразователя не представляет больших затруднений. Анализ формирования мениска расплава при этих условиях для выращивания тонких трубчатых монокристаллов (И. < а) показал, что процесс может быть устойчивым для монокристаллов сплава Си-А1-№ только при внутреннем диаметре получаемых кристаллов менее или равной I мм.

Наиболее полно преимущества условия смачивания дня получения полых монокристаллов сплава Си-А1-№ могут быть реализованы при сочетании условий зацепления за верхнюю кромку формообразователя на внешней поверхности и условии смачивания по наклонным и шероховатым стенкам формообразователя на внутренней поверхности мениска расплава (рис. 2).

Комбинация условий зацепления на внешней поверхности и смачивания внутренней поверхности формообразователя позволила решить проблему получения полых кристаллов малого диаметра и перейти к прецизионному получению капилляров, а также прямоугольных профилей монокристаллов сплава Си-А1-№ и чистой меди. При этом обеспечиваются получение каналов с размером сечения 0,8 мм и выше, высокие точность воспроизведения их размдюв и качество внутренней поверхности.

Гг

Рис. 2. Схема процесса выращивании полых профилированных кристаллов при комбинированном условии смачивания-зацеплсния.

В четвертой главе - «Влияние состава и структуры на свойства монокристаллов сплава Си-А1-№» - рассмотрены результаты экспериментальных исследований фазовых превращений, проявления эффектов памяти формы и псевдоупругости в монокристаллах сплава мсдь-алюминий-ннкель в зависимости от химического состава, условий па-]ружения, '^эмообработки, содержания дефектов, введенных холодной н горячей пластической деформацией, приведет.! данные об упругих свойствах.

Построены зависимости температур Мн и Ак фазовых переходов, структуры образующихся фаз и гистерезиса превращения АТ от состава (рис.3), позволяющие управлять характеристиками мартенситных превращений в монокристаллах сплава Си-А1-№. Показано, что влияние содержания компонен тов на температуры фазовых переходов тем

N1. ат. "У*

а

•АЛ, аг. %

б

Рис.3. Фазовые диаграммы монокристаллов сплава Си-А1-№ г отсутствие нагрузки для 27,7 ат. % А1 (а) и 4,6 ат. % N1 (б).

сильнее, чем больше их валентность. Тип образующейся мартенситной структуры определяется электронной концентрацией. Изменению структуры мартенситной фазы от Р!' к 71' соответствует е/а = 1,50-1,51.

Экспериментально построены фазовые диаграммы монокристаллов сплава Си-А1-№ для деформирования растяжением вдоль направления <100> исходной кубической фазы в координатах температура -напряжение и состав - напряжение (рис.4), позволяющие прогнозировать и изменять псевдоупругие характеристики. Установлено, что тип образующейся мартенситной структуры в этом случае определяется не только электронной концентрацией, но и сдвиговыми напряжениями в базисных плоскостях. В результате последовательности фазовых переходов Рюу/ ор/'<г>а\г или рюр^ош' при растяжении могут быть достигнуты обрат имые деформации до 23 %.

Показано, чго реально в практической реализации целесообразно использовать монокристаллы сплава Си-А1-№, псевдоупругие свойства которых при растяжении вдоль направлений, близких к <100> исходной (Ь - фазы, обусловлены фазовым переходом рк->р1/ с меньшим гистерезисом и обратимой деформацией до 8,6 %. Превращение в «|'-фазу и обусловленное этим переходом псевдоупругое поведение характеризуется большим гистерезисом, близким к пределу прочности (525-550 МПа ), и частичной необратимостью вследствие пластической деформации март енситной фазы.

Для одноосного деформирования сжатием монокристаллов Си-А1-№ рентгеносгрук гурными исследованиями установлено, что тип образую-щейся мартенситной структуры при отсутствии сдвиговых напряжений в базисных плоскостях зависит от величины упругих искажений кристаллической решетки. При сжатии исходной кубической

2 ' 3 4 №. ат. %

МПа

400

200

в/а -)■ 1,43 1,50-

26

27

А1, ат. %

1,52

< 1 У ■ 1" /

...... $ ......... 1 . У. .. . 1 1 1 1 •

23

Рис. 4. Фазовые диахраммы мартенситных фаз, образующихся при растяжении вдоль направления [100] исходной фазы Р1 в монокристаллах сплавов Си-А|-№, содержащих 27,7 ат. % А1 (а) и 4,6 ат. % № (б).

|>азы вдоль направлении <100> или растяжении вдоль <110> независимо от электронной концентрации образуется близкая к гексагональ-юй орторомбическая у/ -фаза. Такое поведение обусловлено изменением энергии зонной структуры, что подтверждается расчетом методом тсевдопотенциала.

Обратимые деформации при сжатии вдоль <100> исходной Д) -[)азы монокристаллов сплава Си-А1-№ являются максимальными среди зсех кристаллографических направлений и достигают 8 %. По реше-1ШО проблем установки функциональных элементов и циклической яойкости одогоосное деформирование сжатием наиболее перспективно з практических целях.

На основе расчета конфигурационной энергии исходной и мар-гснситных фаз определены закономерности изменения температур и тпряжений мартенситных превращений в монохристаллах сплава Си-\I-Ni при низкотемпературном (до 200 <С) старении после закалки. Установлено, что эти изменения в основном обусловлены отжигом закалочных вакансий. Низкотемпературное старение в состоянии высокотемпературной -фазы позволяет стабилизировать свойства монокристаллов.

Исследовано влияние высокотемпературного (выше 200 °С) старения с выделением равновесной уг -фазы на проявление эффекта памя-ги формы в монокристаллах сплава Си-А1-№. Установлено, что с помощью такой обработки можно смешать диапазон восстановления формы в область более высоких температур и изменять его величину. При этом смещение обусловлено в основном изменением состава матрицы, а его ширина определяется взаимодействием деформации пре-

»ращения с когерентными выделениями и накоплением упругой эиер гни.

В результате изучения влияния пластической деформации в мар тснситном состоянии на последующее проявление эффекта памяти формы установлено, что существенное увеличение и смещение диапа зона восстановления формы в область более высоких температур возможно только дня первого цикла работы монокристалла Си-А1-№. ,

Определены возможности механической обработки мопокрнстад лов сплава Си-А1-Мг Показано, что такая обработка сопровождается внесением в поверхностный слой толщиной до 50 мкм дефектов, кото рые приводят к потере псевдоупругих свойств и вызывают рекристал лизацшо при последующей термообработке. Для сохранения функциональных свойств монокристаллов необходимо удалять наклепанный слон травлением.

Установлено, что влияние горячей деформации определяется введением дислокаций в структуру монокристаллов сплава Си-А1-№. При этом изменение температур и напряжений мартепентных превращении зависит от относительной энергии введенных дислокаций в мартснси г-пой и исходной фазах. Возможна горячая формовка монокрисгаллнчс-ских изделий при температурах существования неупорядоченной [5-фазы при максимальной пластической деформации не более 3 %.

В пятой главе - ((Применение химико-термической обработки для управления свойствами монокристаллов Си-А1-№)) - разработаны теоретические основы управления составом и структурой монокристаллов сплава Си-А1-№ методом химико-термической обработки, основой которых является решение уравнений диффузии одного из компонентов сплава, например, меди, нанесенного на поверхность, и построение

фазовых диаграмм для неоднородных по составу кристаллов на основе изученного ранее влияния химического состава. Пример такой фазовой диаграммы показан на рис.5.

Рис. 5. Фазовые диаграммы неоднородных по составу цилиндрических образцов сплава Си- 14,5А1-5Ж (масс. %), г - расстояние от оси

образца, Я - радиус образна, О - коэффициент диффузии, I - время диффузионного отжига, 8=(ЛЯ - относительная толщина нанесенного

слоя меди:

Ы"-8 = 0,05; 2-3 =0,04; 3-5 = 0,03; 4-6 = 0,02; 5-8 = 0,01.

Экспериментально исследованы псевдоупругие и усталостные свойства неоднородных по составу монокристаллов сплава Си-А1-1Ч1, полученных путем гальванического осаждения на поверхность слоя меди и последующего диффузионного отжига. Установлено, что создание аксиального градиента состава определяет зависимость напряжений

псевдоупругого поведения от величины деформации.

Создание радиального градиента состава позводает управлять, уровнем и гистерезисом напряжения псевдоупругого деформирования, а также увеличивает циклическую стойкость в 5-6 раз. Исходные образцы однородного состава характеризуются числом циклов деформации изгибом до разрушения № = 380+2600. Для тонких слоев нанесения слоя меди ((1 = К) мкм) не происходит существенного уве-личения циклической сгойкости. Число циклов до разрушения № достигает максимальной величины при толщине нанесенного слоя медд30-40 мкм и времени диффузионного отжига, соответствующих появлению мар-тенешпой фазы в поверхностных слоях образцов и расширению ее в объем материала.

Химико-термическая обработка, заключающаяся в нанесении на поверхность монокристалла меди и последующем диффузионном отжиге, позволяет' также управлять парамерами эффекта памяти формы.

. В шестой главе - «Диссипативные явления в монокристаллах Си-А1-№, обусловленные термоупругим мартенситным превращением» -рассмотрены результа ты исследования физические процессов, опредс-.хяющих механический (псевдоупругос поведение) и температурный гистерезис термоупругого мартснситпого превращения.

В результате изучения псевдоупругого поведения монокристаллов сплавов Си-А1-№ установлено, что величина механического гистерезиса Дстг уменьшается с понижением скорости деформирования, достигая своего предельного кв аз иста гич еского значения при очень малых скоростях нагружения. Динамическая составляющая гистерезиса в основном определяется тепловым эффектом превращения и зависимостью деформирующего напряжения от температуры на межфазной границе.

Подтверждением такому поведению явились теоретические расчеты зависимости гистерезиса напряжения от скорости деформирования, по-лучснкыс на основе решения уравнения теплопроводности для фазового перехода путем движения одной межфазной границы. Термоактива-ционные процессы в этом случае играют значительно меньшую роль и могут проявляться в температурной зависимости квазистатического гистерезиса и для маргенситных превращений с большим трением движению межфазных границ.

Исследование диссипативных явлений при псевдоупругом деформировании тонких, диаметром от 15 шм до 250 мкм, монокристаллов сплава Cu-14,3Al-3Ni (масс.%) и компьютерное моделирование этого процесса позволило установить, что за формирование квазисгатическо-i о гистерезиса ответственны зарождение и рост отдельных клиньев в модулированной межфазной переходной области между Pi- и Pi'- фазами и трение движению межфазных границ. Деформационная кривая в этом случае имеет зубчатый характер со ступенями сброса напряжения 20+30 МПа, обусловленными зарождением отдельных мартснсит-ных областей.. Минимальная ширина петли гистерезиса определяется уровнем решеточного сопротивления движению межфазных границ и составляет б МПа.

Существенную роль в формировании как статических, так и динамических потерь в гонких монокристаллах играют неоднородности поперечного сечения и химического состава по длине образцов. Уменьшение числа межфазных границ в переходной межфазной области при снижении диаметра кристалла увеличивает подвижность моду-лнрованной структуры как целого и является причиной изменения гистерезиса с 15 МПа (для монокристаллов диамегром 250 мкм) до

К,5 МПа (для кристаллои диаметром 100 мкм).Дальнейшее уменьшение диаметра приводит к увеличению потерь и появлению множества микросбросов напряжения, связанных с возрастанием влияния неоднородности химического состава н поперечного размера образца вдоль его дампы.

Изучено влияние размерного фактора на протекание термоупругого мартенситного превращения при изменении температуры в монокристаллических образцах сплавов (масс.%) Си-13,ЗА1-4,5№ и Си-13,4А1-5№, находящихся после закалки в состоянии мартенситной [(/-фазы. Усгаионлено, что уменьшение диаметра образцов приводит к снижению температурного гист ерезиса превращения, лавинообразному характеру фазового перехода для первого сплава и к смене типа образующейся мартенситной фазы от р/ к 71' для второго сплава, что подтверждается рентгеиооруктурными исследованиями. Основными факторами, определяющими описанные изменения, являются уменьшение накапливаемой упругой энергии и сопротивления движению межфаз-иых границ.

В седьмой главе - ({Свойства монокристаллов Си-А1-№, обусловленные двойникованисм» - рассмотрены экспериментальные результаты исследования демпфирующих свойств мартснситных фаз и механического двойиикования у^-фазы, особое внимание уделяется псевдо-уиругому поведению при двойникованин и связанных с этим изменениям структуры.

Для исследований демпфирующих свойств мартенситных фаз использовали монокристаллы сплавов двух составов: Си-13,4А1-5№ (масс. %) и Си-14А1-2Ы1, находящиеся после закалки соответственно в состояниях р/-и у^-фазы . Установлено, что старение свежезакаленных

образцов приводит к ухудшению демпфирующих свойств - падению уровня амплитудозависимого внутреннего трения С?-1 с 7-102 до 3102 для образцов первого состава и с 8- Ю2 до 0,5-КИ для образцов второго состава. Определены значения энергии активации процесса старения, соответствующие энергии миграции вакансий в медных сплавах и сое-диисшш СизА1. Полученные результаты свидетельствуют о том, что в сплаве Си-А1-№, находящемся в состоянии мартенситной фазы, уровень внутреннего трения после закалки снижается вследствие миграции закалочных вакансий и закрепления ими подвижных дефектов структуры.

Для сохранения высоких демпфирующих свойств материала необходимо старение в состоянии высокотемпературной о. ц. к. [Зифазы ,уш отжига закалочных точечных дефектов. Для этого оказывается достаточной выдержка при 373-423 К в течение 1-1,5 часов. В результате экспериментального исследования механических свойств естественно состаренной мартенситной 71'-фазы сплава Си-А1-№ обнаружено пссвдоупругос поведение при двойниковаиии по плоскостям (121 }у|', с обратимой деформацией, достигающей 12 % (рис.6). Установлено, что основными условиями реализации псевдоупругого поведения при деформировании состаренной мартенстиой фазы является се монокристаллическое состояние и действие одной системы двойнико-вания.

На основе численных расчетов определены области ориентации исходных кристаллов сплава Си-А1-№, позволяющие достигнуть моно-крисгаллического состояния //-фазы и действие одной системы двон-никования по плоскостям {121} ух1 после предварительного деформирования одноосным растяжением и сжатием. При деформировании

СУ, МПа. Юг

а

_I_I_I_а_I_I_1_1_| | |

Рис.6. Кривые деформирования растяжением монокристалл.-« сплава Си-14А1-2№ (масс. %): а - непосредственно после закалки VI сжатия, б - после старения 2 суток, в - после старения 15 суток.

8 = 3-МИ с-1.

растяжением эта область непосредственно примыкает к кристаллографическому направлению [100] исходной кубической фазы (3i при действии напряжений не менее 200 МПа. Для одноосного деформирования сжатием область благоприятных ориентации значительно шире (с отклонением от направления [lOOJPi до 25 угловых градусов) и требуемое структурное состояние может быть достигнуто уже при нагружении до 100 МПа. Предложен способ термомеханической обработки для достижения двойниковой псевдоупругости.

Исследование влияния старения в аустенитном и мартенсигном состояниях при повышенных температурах на двойшисование по плоскостям {121}yi' позволило установить, что сопротивление движению двойниковых границ определяется наличием дефектов структуры и выделений когерентной равновесной фазы. Пссвдоупругое поведение при двойни-коваиии появляется независимо от наличия выделений другой фазы и сопровождается зависимостью напряжения от времени, температуры и скорости деформирования. Такое поведение предполагает перестройку кристаллической решетки мартенситной фазы при двойииковании.

Старение, как свежезакаленного, так претерпевшего псевдоупругое двойникование монокристалла у/-фазм, сопровождается изменением интенсивности рентгеновских отражений, связанным с гермоакти-вациониыми процессами перестройки структуры путем перехода атомов в более устойчивые положения. В частности, наблюдалось увеличение интенсивности отражений (200), (204) и уменьшение - (040), (004), (002), (201), (203) и (401). Рстгеиоструктурные исследования свежезакаленного поликристаллического образца сплава Cu-14Ai-2Ni (масс.%) и того же образца после выдержки при комнатой температуре в течение

11 лег показали сущесгвсшюс изменение интенсивности отражений уГ-фазы.

На основе результатов компьютерного моделирования и анализа интенсивности рентгеновских отражений установлено, что более стабильная состаренная у/-фаза имеет моноклинную кристаллическую

а

решетку с параметрами ( А): «=4,053. ¿=6,084, с=4.019 и углом между осыо с и базисной плоскостью р=82,5°. Кристаллические решетки состаренной и исходной после р1-> - превращения у/-фазы сплава Си-Л1-№ связаны между собой двойникованием по плоскостям {121 }у:'. Двойникование сосгарепной фазы не переводит атомы в зеркальные относительно плоскости двойниковаиия позиции, а формирует кристаллическую решетку исходного до старения мартенсита, "Резиноподобное" поведение эт их сплавов обусловлено восстановленном структуры состаренной фазы путем обратимого движения двойниковых границ.

В восьмой главе - «Основные области применения профилированных монокристаллов сплава Си-А1-№» - рассмотрены осповпыс применения, основанные на пссвдоупругости и двойниковании, эффек те памяти формы и анизотропии упругих свойств монокристалло! сплава медь-алюмииий-никсль.

Псевдоупругис свойства, обусловленные термоупругими мартен ситными превращениями, нашли применение в микрозондах для коп троля параметров интегральных схем и полупроводниковых приборо! при их производстве, гибких антенных элементах для подвижны; средств связи, упругих элементах ортодонтических устройств и гибки, ультразвуковых акустических волноводах для медицинских приборов.

Псевдоупругос двойникование монокристаллов сплава Си-А1-№ в состоянии мартенотгаой фазы позволили создать гибкие волноводы доя СВЧ устройств, гибкие капилляры для эндоскопической хирургии и габких соединители труб высокого давления. Разработана методика расчета механических свойств при изгибе монокристаллических профилей с двойниковой псевдоупругостью.

Эффект памя!я формы монокристаллов сплава Си-А!-№ нашел примене1ше в балансировочных элементах для гироскопов, акселерометров и других прецизионных приборов, втулках замковых креплений проводников, термочувствительных элементах тепловых предохранителей. При изготовлении балансировочных элементов использованы разработанные методы химико-тсрмической обработки.

Предложено несколько вариантов исполнения тепловых приводов, отличающихся функциональными свойствами и удельной работоспособностью, основным принципом которых является использование механических свойств монокристаллических силовых элементов из сплава Си-А1-№ при одноосном сжатии. Обеспечивается высокая удельная работоспособность устройств, достигающая 12,8 Мдж/м3. Предложена методика расчета тепловых приводов. Разработанные тепловые приводы нашли применение в устройстве для раскалывания горных пород.

Анизотропные свойства монокристаллов сплава Си-А1-№ в высокотемпературном состоянии нашли применение в устройстве для закрепления микрообразцов.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. На основе совместных решении тепловой и капиллярных задач, анализа устойчивости процесса выращивания кристаллов способом Степанова при зацеплении расплава за кромки формообразователя теоретически определены и экспериментально подтверждены оптимальные технологические параметры получения профилированных монокристаллов системы медь-алюминин-пикель. Условие зацепления за верхние кромки позволяет получать единичные монокристаллы в воде прутков и пластин толщиной от 1 мм до 5 мм, трубок с внутренним диаметром не менее 5 мм и толщиной стенки от I до 5 мм. Зацепление расплава за нижние кромки формообразующего отверстия позвогает выращивать монокристаллы в виде нитей и пластин толщиной менее 1 мм.

2. Определены оптимальные условия получения профилированных монокристаллов системы медь-алюминий-никель для различных ориентации и установлено их влияние на степень совершенства структуры. Наиболее устойчивый процесс роста наблюдается для направления <100> высокотемпературной о. ц. к. фазы.

3. Определены оптимальные технологические параметры получения кристаллов при условии смачивания стенок формообразующего отверстия, впервые позволившие реализовать групповое выращивание профилированных монокристаллов системы медь-алюмииий-никель. Впервые теорет ически обосновано и осуществлено выращивание полых кристаллических профилей, в том числе в виде труб с внутренним диаметром менее 5 мм, непосредственно из расплава при комбинированном условии смачивания - зацепления.

4. Выполнен комплекс экспериментальных исследований по влиянию химического состава, условий нагружения, термической обработки, холодной и горячей пластической деформации монокристаллов сплава медь-алтомшиш-тнсель на структурное н фазовое состояние, характеристики термоупругих мартснсишых превращении. Показано определяющее влияние валентноста компонентов сплава на температуры фазовых переходов. На основе полученных результатов построены фазовые диаграммы в координатах состав-температура и состав-напряжение для деформирования растяжением вдоль направления <100> исходной кубической фазы; установлены закономерности изменения температур и напряжений фазовых превращений при тепловых воздействиях и механической обработке, позволяющие прогнозировать и изменять параметры эффектов памяти формы и псевдоупругости.

5. Для одноосного деформирования сжатием вдоль направления <100> исходной кубической фазы сплава медь-ашоминий-никель установлена зависимость типа образующейся мартснситной структуры от величины приложенной нагрузки. Предложена физическая модель явления, основанная на изменении энергии зонной структуры при упругих искажениях кристаллической решетки.

6. Разработаны теоретические основы управления составом и сгрукгурой монокристаллов сплавов с термоупругимн мартен-енткьши превращениями методом химико-термической обработки. Впервые химико-термическая обработка, состоящая в нанесении меди на поверхность монокристаллов сплава медь-алюминшг-никелъ и последующем диффузионном отжиге, применена для улучшения усталосгных свойств при псевдоупругом поведении и

управления параметрами эффекта памяти формы.

7. В результате исследования диссипативпых явлении в монокристаллах сплава медь-алюминий-никель при термоупругих мартенсит-ных превращениях показано, что динамическая составляющая механического гистерезиса при псевдоупругом поведении опредслястся в основном тепловым эффектом превращения. За формирование квазистатического гистерезиса ответственны процессы зарождения, роста клиньев продуктов превращения в межфазной переходной области и трение движению межфазных границ. В монокристаллах диаметром менее 101) мкм на величину гистерезиса существенное влияние оказывают неоднородности поперечного сечения и химического состава по длине образца.

К. Изучено влияние размерного фактора на протекание термоупругого мартенситного превращения в нена)ружсниых образцах. Установлено, что уменьшение диаметра монокристаллов сплава медь-алюмшшй-никель приводит к снижению температурного гистерезиса превращения, лавинообразному характеру фазового перехода и можег приводагь к смене типа образующейся мартенситной фазы. Основным» факторами, определяющими указанные изменения, являются уменьшение накапливаемой упругой энергии и сопротивления движению межфазпых границ.

У. Обнаружено нсевдоупругое поведение при двоиниковании по плоскостям {121}у1' состаренной маргенситной '//-фазы сплава медь-алюминнй-никель. Определены возможные ориентации исходного кристалла и условия его механической и термической обработки для реализации эффекта псевдоупругости при одноосном деформировании. В результате изучения процессов старения, релаксационных и динами-

чсских явлений при псевдоупругом двойниковании, рен ггеноструктур-ных исследований установлено, что физической основой псевдоупругого поведения при двойниковании является образование новой более стабильной моноклинной кристаллической решетки маргенситной 71-фазы, связанной с исходной структурой двойникованием по плоскостям {121}у|'.

10. Полученные результаты легли в основу технологии выращивания профилированных монокристаллов сплавов с эффектами памяти формы и псевдоупругости, управления их функциональными свойствами, изготовления изделий из них и создания ряда устройств новой техники. Основные области применения профилированных монокристаллов сплава мсдь-алгомнний-иикель определяются их псевдоупругими свойствами, способностью к многократному изгибу без деформационного упрочнения, управляемыми параметрами эффекта памяти формы, способностью совершать работу при нагреве, восстанавливать значительные деформации при одноосном сжатии и анизотропными упругими свойствами.

ОСНОВНЫЕ ПУБЛИКАЦИИ ПО ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ

1. Косилов А.Т., Василенко А.Ю. О скоростной зависимости ширины петли гистерезиса термоупругого превращения р1<->р|' в системе Си-А1-№ // Физ. мет. и металловед. - 1979. - Т.48,№2. - С.303-308.

2. Антонов П.И., Косилов А.Т., Василенко А.Ю., Каидыбин В.И., Комаров В.Г. Получение и свойства профилированных монокристаллов Си-А1-№ Н Известия АН СССР. Серия физическая. - 1980. -Т.44,№2. - С.404-408.

3. Беликов A.M., Василенко А.Ю., Косилов А.Т. Морфология рк->р)Г превращения кристаллов C»-Al-Ni в условиях одноосного растяжение II Фнз.мег. и металловед. - 1980. - Т.50,№3. С.640-644.

4. Василенко А.Ю., Сальников В.А., Косилов А.Т. Влияние состава на обласги стабильности термоупругих фаз в монокристаллах Cu-Al-Ni II Металлофизика. - 1982. - Т. 4, №4. - С. 48-53.

5. Василенко А.Ю. Влияние пластической деформации и высокотемпературного старения па проявление эффекта памяти формы в сплаве Cu-Al-Ni II Физ. и хим. обраб. мат. - 1987. - №2. - С. 123-129.

6. Василенко А.Ю., Аверьянов А.И., Плешков В.В. Исследование возможности получения профилированных кристаллов медных сплавов при условии зацепления за нижнюю кромку формообразователя// Известия АН СССР. Серия физическая. 1988. - Т.52.№10. - С.2042-2044.

7. Косилов А.Т., Василенко А.Ю., Колтунов Ю.В. Влияние кристаллографической ориентации на условия кристаллизации и микроструктуру профилированных монокристаллов Cu-Al-Ni II Материалы Всесоюзного совещания по получению профилированных кристаллов и изделий способом Степанова и их применению в народном хозяйстве (16-18 марта 1988 г.). - Л„ 1989. - С.235-238.

8. Василенко А.Ю., Косилов А.Т., Лукина З.С. Влияние предварительной горячей деформации на пссвдоупругое поведение монокристаллов Cu-Al-Ni И Материалы с эффектом памяти формы и их применс пне. - Новгород-Ленинград, 1989. - С.82-83.

У. Василенко А.Ю., Панченко С.П. Пссвдоу пру грет ь состаренного мар тенситного сплава Cu-Al-Ni и сопутствующие ей явления II Мат ерии лы с эффектом памяти формы и их применение. - Новгород Ленинград, 1989. - С.83-85.

JO. Василенко А.Ю., Ельчаниноа Е.А., Панченко С.П., Чичерин С.И. Применение монокристаллов сплава Cu-Al-Ni в ортодотпческой стоматологии.// Материалы с эффектом памяти формы и их применение. - Новгород-Ленинград, 1989. - С.182-183.

11. Косилов А.Т., Василенко А.Ю., Кандыбин В.И.,Перспективы производства и применения сплава Cu-Al-Ni II Материалы с эффектом памяти формы и их применение. - Новгород-Ленинград,1989. - С.238-239.

12. Василенко А.Ю., Панченко С.П. Изменение структуры мартенсита при одноосном нагружении монокристаллов сплавов Cu-Al и Cu-Al-Ni // Физ. мег. и металловед. - 1990. - Т.69, №6. С.89-94.

13. Василенко А.Ю., Панченко С.П., Макаров В.В. О механизме упругого двойникования и структуре мартенсита у Г в сплаве Cu-Al-Ni // Доклады Всесоюзной конференции по мартенситным превращениям в твердом теле (г.Косов, Украина, 7-11 октября 1991 г.).-Киев, 1992. - С.181-184.

14. Василенко А.Ю. Оптимизация привода на элементах из сплава с эффектом памяти формы // Материалы с эффектом памяти формы и их применение. - Новгород, 1992. - С.129-131.

15. Василенко А.Ю. Влияние старения на механические свойства мар-тенситной фазы в сплаве Cu-Al-Ni // Материалы с эффектом памяти формы. - Санкт-Петербург, 1995. -С.68-71.

16. Василенко А.Ю., Косилов А.Т., Крючкова И.Н. Применение химико- термической обработки для управления свойствами монокристал лов Cu-Al-Ni // Материалы с эффектом памяти формы. - Санкт-Петербург, 1995. - С.72-75.

17. Василенко А.Ю., Косилов А.Т., Крючкова И.Н. Получение, структура и свойства неоднородных по составу монокристаллов Cu-Al-Ni // Вестник Воронежского государственного технического упиверситс та. Серия "Материаловедение". Выпуск 1.1. - 1996. - С.69-74.

18. Василенко АЛО., Скурихин А.Е., Косилов А.Т. Структурная релаксация при обратимом двойниковании монокристаллов Cu-Al-Ni II Вестник Воронежского государственного технического унивсрситстя Серия "Материаловедение". Вып. 1.2. - 1997. - С. 18-20.

19. Василенко А.Ю., Крючкова И.Н., Косилов А.Т. Механические свойства и циклическая стойкость неоднородных по составу монокристаллов сплава Cu-Al-Ni И Современные вопросы физики и меха ники материалов. - С.-Петербург, 1997. - С.3-6.

20. Василенко А.Ю., Дуничев И.В., Косилов А.Т., Скурихин А.Е. Квазистатический гистерезис при деформировании тонких монокристал лов сплава Cu-Al-Ni II Металлы. - 1998. - №1. - С.98-102.

21. Василенко А.Ю., Косилов А,Т., Скурихин А.Е. Моделирование дне сипативных процессов при деформационном термоупругом превращении // Вестник Воронежского государственного технического университета. Серия "Материаловедение". Вып. 1.4. - 1998. - С. 12-15.

22. Василенко А.Ю., Косилов А.Т., Скурихин А.Е. Природа псевдоуи-ругого двойникования {121} мартенситной фазы сплава Cu-Al-Ni // Механизмы деформации и разрушения перспективных материалов. Ч.И. Псков, 1999. - С. 345-349.

23. Василенко А.Ю., Косилов А.Т., Скурихин А.Е. Размерные эффекты гистерезисного поведения при мартенситном превращении в монокристаллах Cu-Al-Ni // Механизмы деформации и разрушения перспективных материалов. 4.II. - Псков. 1999. - С.350-352.

24. Василенко АЛО. Физические основы применения монокристаллов сплавов с эффектами памяти формы и псевдоупругости // Механизмы деформации и разрушения перспективных материалов. 4.II. -Псков, 1999. - С.353-356.

25. Василенко А.Ю., Косилов А.Т., Скурихин А.Е. Кристаллическая структура и механизм псевдоупругого двойникования мартенсита в сплаве Cu-Al-Ni // Материаловедение. - 2000. -№5. -С. 24-27.

26. Василенко А.Ю., Косилов А.Т., Скурихин А.Е. Влияние старения на псевдоупругое двойникование п мартенситных монокристаллах Cu-Al-Ni И Материаловедение. - 2000. - №7. - С.24-28.

27. А. с. СССР №983500, М.Кл.з G01N 3/04. Устройство дня закрепления микрообразцов / А.И. Аверьянов, В.М. Казанский, А.Ю. Василенко, Н.П. Петрова. Приоритет от 15.07.1981 г. -

3 е.: ил.

28. Патент РФ №2031984 С1. МКИ6 С30В 15/34, 21/00. Способ получения кристаллических полых изделий и устройство для его осуществления / А. Ю. Василенко, А. Т. Косилов, В.И. Кандыбин. Приоритет от 27.10.1986 г. - 8 е.: ил.

29. Патент РФ №1445277 А1,М.Кл.< С30В 15/34. Устройство для

группового выращивашш профилированных кристаллов на основе меди / А. Ю. Василенко, В. И. Кандыбин, А. Т. Косилов. Приоритет от 18.03.1987 г.-5 е.: ил.

30. Патент РФ №1457433, М.Кл." C22F 1/08,1/00 Способ обработки монокристаллических изделий из сплавов / А.Ю. Василенко, В.И. Кандыбин, А.Т. Косилов, С.П. Пацченко. Приоритет от 27.04.87 г. -

4 с.

31. А. с. СССР №1530483 А1, М.Кл.< ВЗОВ 13/00, 15/34. Термически пресс/ А.Ю. Василенко, А.Т. Косилов, В.И. Кандыбин. Приоритс от 04.11.1987 г.-2 е.: ил.

32. А. с. СССР №1553099 , МКИ5 А61С 7/00. Ортодонтическое устройство/А.Ю. Василенко, С.П. Панченко, Е.А. Ельчаниноп, С.И. Чичерин. Приоритет от 20.06.1988 г. - 3 е.: ил.

33. Патент РФ №2028507, МКИ«РОЗО 7/06. Привод/А.Ю. Василенк В.И. Кандыбин, А.Т. Косилов, В.Г. Паршин. Приоритет ог 17.12.1990 г.-6 е.: ил.

ВВЕДЕНИЕ.

Глава 1. ОСОБЕННОСТИ ПОЛУЧЕНИЯ МОНОКРИСТАЛЛОВ

СПЛАВОВ СПОСОБОМ СТЕПАНОВА.

1.1. Общая схема способа Степанова.

1.2. Устойчивость процесса выращивания.

1.3. Перераспределение примесей при выращивании кристаллов.

1.4. Совершенство структуры получаемых монокристаллов.

1.5. Концепции использования способа Степанова для получения профилированных монокристаллов сплава Си-А1-Ы1.

1.5.1. Условия получения однородных по составу монокристаллов.

1.5.2. Теплофизические свойства сплава Си-А1-№.

1.5.3. Капиллярные свойства сплава Си-А1-№.

1.6. Выводы по первой главе.

Глава 2. ВЫРАЩИВАНИЕ ПРОФИЛИРОВАННЫХ МОНОКРИСТАЛЛОВ

СПЛАВА Си-А1-М ПРИ УСЛОВИИ ЗАЦЕПЛЕНИЯ ЗА КРОМКИ ФОРМООБРАЗОВАТЕЛЯ.

2.1. Анализ тепловых условий.

2.2. Анализ капиллярных явлений и исследование устойчивости при выращивании монокристаллических прутков.

2.3. Выращивание пластинчатых монокристаллов.

2.4. Особенности выращивания трубчатых кристаллов.

2.5. Выращивание тонких монокристаллов при условии зацепления за нижнюю кромку формообразователя.

2.6. Практическая реализация процесса выращивания профилированных монокристаллов сплава Си-А1-№ при условии зацепления за кромки формообразователя.

2.7. Выводы по второй главё.

Глава 3. ПОЛУЧЕНИЕ ПРОФИЛИРОВАННЫХ МОНОКРИСТАЛЛОВ

ПРИ УСЛОВИИ СМАЧИВАНИЯ.

3.1. Выращивание прутков.

3.2. Выращивание пластин.

3.3. Выращивание трубок.

3.4. Выращивание полых монокристаллов при комбинированном условии смачивания-зацепления.

3.5. Выводы по третьей главе.

Глава 4. ВЛИЯНИЕ СОСТАВА И СТРУКТУРЫ НА СВОЙСТВА МОНОКРИСТАЛЛОВ СПЛАВА Cu-Al-Ni.

4.1. Зависимость свойств монокристаллов Cu-Al-Ni от состава и условий нагружения.108.

4.1.1. Особенности термоупругих мартенситных превращений и фазовые диаграммы в отсутствие внешней нагрузки.

4.1.2. Фазовые диаграммы при деформировании растяжением.;.

4.1.3. Изменение структуры мартенситной фазы при деформировании одноосным сжатием.

4.2. Зависимость свойств монокристаллов Cu-Al-Ni от условий термообработки.

4.2.1. Влияние скорости закажи.

4.2.2. Влияние низкотемпературного старения на проявление эффекта памяти формы и псевдоупругости.

4.2.3. Влияние высокотемпературного старения.

4.3. Зависимость свойств монокристаллов от дефектности структуры.

4.3.1. Влияние холодной деформации.

4.3.2. Влияние горячей деформации.

4.4. Выводы по четвертой главе.

Глава 5. ПРИМЕНЕНИЕ ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ ДЛЯ

УПРАВЛЕНИЯ СВОЙСТВАМИ МОНОКРИСТАЛЛОВ Cu-Al-Ni.

5.1. Изменение состава и структуры при введении меди в сплав Cu-Al-Ni методом химико-термической обработки.

5.2. Псевдоупругие и усталостные свойства неоднородных по составу монокристаллов сплава Cu-Al-Ni.

5.4. Выводы по пятой главе.

Глава 6. ДИССИПАТИВНЫЕ ЯВЛЕНИЯ В МОНОКРИСТАЛЛАХ

Cu-Al-Ni, ОБУСЛОВЛЕННЫЕ ТЕРМОУПРУГИМ МАРТЕН-СИТНЫМ ПРЕВРАЩЕНИЕМ.

6.1. Скоростная зависимость псевдоупругого поведения монокристаллов сплава Cu-Al-Ni.

6.2. Диссипативные явления при псевдоупругом деформировании тонких монокристаллов.

6.3. Размерные эффекты термоупругого мартенситного превращения в ненагруженных монокристаллах Cu-Al-Ni.

6.4. Выводы по шестой главе.

Глава 7. СВОЙСТВА МОНОКРИСТАЛЛОВ Cu-Al-Ni, ОБУСЛОВЛЕННЫЕ

ДВОЙНИКОВАНИЕМ.

7.1. Демпфирующие свойства мартенситной фазы в монокристаллах Cu-Al-Ni.

7.2. Псевдоупругое двойникование yi; - фазы.

7.3. Зависимость механического двойникования от условий термообработки, температуры и скорости деформирования.

7.4. Кристаллическая структура и механизм псевдоупругого двойникования. yi7 - мартенсита в сплаве Cu-Al-Ni.

7.5. Выводы по седьмой главе.

Глава 8. ОСНОВНЫЕ ПРИМЕНЕНИЯ ПРОФИЛИРОВАННЫХ МОНОКРИСТАЛЛОВ СПЛАВА Cu-Al-Ni.

8.1. Применения, основанные на псевдоупругости и двойниковании монокристаллов

8.1.1. Псевдоупругие микрозонды.

8.1.2. Гибкие антенны.

8.1.3. Гибкие волноводы и соединители.

8.1.4. Применения в медицине.

8.2. Применения, основанные на эффекте памяти формы.

8.2.1. Балансировочные элементы.

8.2.2. Втулки замковых креплений (криоконы).

8.2.3. Термочувствительные контакты и тепловые предохранители.

8.2.4. Тепловые приводы.

8.3. Применения, основанные на анизотропии упругих свойств монокристаллов.

8.4. Выводы по восьмой главе.

Актуальность темы.

В последние годы усилия многих исследователей направлены на изучение материалов с термоупругими мартенситными превращениями. Уникальные свойства этих материалов, такие как эффект памяти формы и псевдоупругость, открывают широкую перспективу их применения в различных областях современной техники. Несмотря на значительные успехи, достигнутые в изучении природы фазовых превращений, структуры и механических свойств материалов с термоупругими мартенситными превращениями, остается много нерешенных проблем, препятствующих их широкому внедрению.

Все известные в настоящее время материалы, обладающие эффектами памяти формы и псевдоупругости, представляют собой многокомпонентные сплавы. Во многих случаях они являются хрупкими и легко разрушаются по границам зерен. Из наиболее распространенных сплавов с эффектом памяти формы в этом отношении исключение составляют только Т1-№ и Си-2п-А1 [1,2]. Практическое применение таких сплавов, как Си-А1-№, Си-А1-Мп, Си-А1-Ре и других на основе интерметаллического соединения СизА1, требует устранения зерно-граничной хрупкости [3,4].

Наиболее распространенными способами улучшения свойств сплавов Си-А1-№ и Си-А1-Мп являются измельчение зерна путем введения модифицирующих добавок Т1, 7л, Yí V, Сг, В [5-9], получение материалов методами порошковой металлургии [10], быстрой кристаллизации (закаливание из расплава) [1114], осаждения из газовой фазы [15] и рекристаллизации [16]. Перечисленные методы позволяют получать материал низкой стоимости* по прочности приближающийся к Ть№, но отличающийся от него малой, не превышающей 3-5 %, обратимой в процессе проявления эффекта памяти формы деформацией.

Второй способ устранения зернограничной хрупкости является получений изделий из рассматриваемых сплавов в монокристаллическом состоянии. На этом пути удается увеличить обратимую в процессе проявления эффектов памяти формы и псевдоупругости деформации до 9-20 % [17-19] и сделать доступными для практического использования целый ряд других анизотропных свойств, которые могут проявляться только в монокриеталлическом состоянии. Основным способом получения монокристаллов сплава Си-А1-№ ранее являлся метод Бриджмена [20]. Однако контакт выращиваемого кристалла с материалом контейнера и возникающие при этом термические напряжения приводят к образованию большого количества дислокаций. Кроме того, большие трудности вызывает получение монокристаллов заданной ориентации. Описанных недостатков лишен метод Чохральского, но он малопроизводителен, не позволяет получать монокристаллы заданного профиля и, как и метод Бриджмена, приводит к перераспределению компонентов расплава по длине выращиваемого кристалла.

Система Си-А1-№ исследуется давно, однако до сих пор до конца не было выяснено влияние состава, условий нагружения, термообработки и дефектов структуры на протекание термоупругих мартенситных превращений, проявление эффектов памяти формы и псевдоупругости в монокристаллах данного сплава. Отсутствуют методы управления параметрами памяти формы и псевдо-упругоети в монокристаллах,

Недостаточно полно изучены диесипативные явления, сопровождающие термоупругое мартенситное превращение в монокристаллах сплава Си-А1-№ и существенно проявляющиеся при динамических условиях их применения.

Малоизученными явлениями являются также механическое двойникование мартенситных фаз и связанное с ним "резиноподобное" поведение, обнаруженное в некоторых системах с термоупругим мартенеитным превращением* в том числе и в Си-А1-М. Отсутствие надежных экспериментальных результатов по выяснению природы двойниковой псевдоупругости* а также модельных представлений, существенно ограничивает возможности практического использования этого эффекта и диктует необходимость поиска новых подходов к его раскрытию.

Необходимость решения перечисленных проблем связана с практической потребностью разработки монокристаллических материалов с заданными функциональными свойствами и определяет актуальность данной темы.

Цель и задачи работы.

Цель работы состояла в разработке теоретических основ получения, обосновании технологических параметров реализации процессов выращивания профилированных монокристаллов сплава Си-А1-Ы1 с заданными размерами и формой поперечного сечения непосредственно из расплава, создании методов управления функциональными свойствами получаемых монокристаллов и изучении их свойств дня дальнейшего использования применительно к конкретным техническим проблемам.

Основные задачи работы, вытекающие из поставленной цели:

- на основе анализа известных способов получения монокристаллических материалов определить основные параметры и условия, необходимые для получения профилированных монокристаллов сплава Си-А1-№ непосредственно из расплава;

- провести анализ всех возможных вариантов реализации процесса получения основных профилей и размеров монокристаллов сплава Си-А1-№ и осуществить их экспериментальную проверку;

- разработать новые технологические приемы получения профилированных монокристаллов сплава Си-А1-М с каналами малого сечения и групповым способом, создать устройства для этой цели;

- установить общие закономерности влияния состава, условий нагруже-ния, термической, механической, термомеханической обработки на параметры обратимого мартенситного превращения, эффекта памяти формы и псевдоупругости монокристаллов сплава Си-А1-№;

- на основе зависимости свойств монокристаллов сплава Си-А1-№ от состава разработать способы управления параметрами памяти формы и псевдоупругости методами химико-термической обработки;

- исследовать диссипативные явления в монокристаллах сплава Си-А1-№, обусловленные термоупругим мартенеитным превращением;

- исследовать демпфирующие, псевдопластичные и псевдоупругие свойства монокристаллов сплава Си-А1-№ в мартенситном состоянии;

- определить основные области применения монокристаллов сплава Си-А1-№ в различных устройствах новой техники, основанные на их функциональных свойствах.

Научная новизна.

К наиболее существенным новым научным результатам, представленным в работе, относятся следующие.

1. Обоснованы оптимальные технологические параметры выращивания способом Степанова основных форм и размеров профилированных монокристаллов сплава Сц-АЛ-М при условии зацепления за кромки формообразователя и смачивании расплавом внутренних стенок формообразующего отверстия. . Установлена зависимость условий получения монокристаллов сплава Си-А1-№ от ориентации оси вытягивания.

2. Обосновано групповое выращивание профилированных монокристаллов при условии смачивания внутренних стенок формообразующих отверстий и получение полых кристаллических изделий непосредственно из расплава при комбинированном условии смачивания - зацепления.

3. С целью прогнозирования и управления свойствами монокристаллов сплава Си-А1-№ экспериментально установлены основные закономерности изменения фазового и структурного состояний, характеристик термоупругих мар-тенситных превращений, проявления эффектов памяти формы и псевдоупругости в зависимости от химического состава, условий нагружения, режимов термообработки, холодной и горячей пластической деформации этих материалов.

4. Впервые установлено, что тип образующейся мартенситной структуры при одноосном сжатии вдоль направления <100> исходных монокристаллов фазы сплава медь-алюминий-никель в отсутствие сдвиговых напряжений в базисных плоскостях определяется величиной приложенной нагрузки. Предложена физическая модель явления, основанная на зависимости энергии зонной структуры от упругих искажений кристаллической решетки.

5. Разработаны теоретические основы управления составом и структурой монокристаллов сплава Си-А1-№ методом химико-термической обработки.

Впервые химико-термическая обработка применена Для управления параметрами псевдоупругости и эффекта памяти формы.

6. Исследованы диссипативные явления при деформационном термоупругом мартенситном превращении в монокристаллах сплава Си-А1-№. Установлено, что формирование петли гистерезиса определяется тепловым эффектом превращения и условиями теплообмена с окружающей средой, диаметром образца, неоднородностью вдоль его длины по химическому составу и площади поперечного сечения.

7. Обнаружено исевдоупругое поведение при механическом двойникова-нии по плоскостям {121}у1'' в состаренном сплаве Си-А1-Ы1 и установлены условия его полной реализации, заключающиеся в формировании монокристалла мартенситной у\ -фазы и действии одной системы двойникования. Исследовано влияние режимов старения, температурных и динамических условий на псевдоупругое двойникование. Проведены рентгеноструктурные исследования изменения структуры уГ-фазы при старении. Предложена физическая модель псевдоупругого двойникования по плоскостям {П^у^, основанная на процессах атомной перестройки кристаллической решетки у1 -фазы при старении.

8. Определены основные применения профилированных монокристаллов сплава Си-А1-№, основанные на псевдоупругости, механическом двойникова-нии, эффекте памяти формы и анизотропии упругих свойств. На основе проведенных исследований, установленных закономерностей и технологических разработок создан ряд устройств для различных областей новой техники (А. с. СССР № 983500, 1530483, 1553099, Патент РФ № 2028507).

Основные положения, выносимые на защиту,

1. Оптимальные технологические параметры получения способом Степанова основных форм и размеров профилированных монокристаллов сплава Си-А1-М при условиях зацепления за кромки формообразователя, смачивании расплавом внутренних стенок формообразующего отверстия и комбинированном условии смачивания-зацепления.

2. Основные закономерности изменения фазового и структурного состояний, характеристик термоупругих мартенситных превращений, проявления эффектов памяти формы и псевдоупругости в зависимости от химического состава, условий нагружения, режимов термообработки, холодной и горячей пластической деформации монокристаллов сплава Cu-Al-Ni.

3. Тип образующейся мартенситной структуры при одноосном деформировании монокристаллов в отсутствие сдвиговых напряжений в базисных плоскостях зависит от величины приложенной нагрузки и определяется относительным изменением энергии зонной структуры мартенситных фаз при упругих искажениях кристаллической решетки.

4. Совокупность технологических приемов управления составом, структурой, параметрами эффекта памяти формы и псевдоупругости в монокристаллах сплава Cu-Al-Ni методом химико-термической обработки.

5. Основными факторами, определяющими формирование петли гистерезиса при деформационном термоупругом превращении в монокристаллах сплава Cu-Al-Ni являются тепловой эффект превращения и условия теплообмена с окружающей средой, диаметр образца, неоднородность вдоль его длины по химическому составу и площади поперечного сечения.

6. Условиями полной реализации псевдоупругого поведения при механическом двойниковании по плоскостям {121}yi/ в состаренном сплаве Cu-Al-Ni является формирование монокристалла мартенситной уi-фазы и действие одной системы двойникования. Причина псевдоупругого поведения при двойуиковании заключается в атомной перестройке кристаллической решетки мартенситной yi -фазы при старении.

7. Основные применения профилированных монокристаллов сплава Cu-Al-Ni определяются их псевдоупругими свойствами, способностью к многократному изгибу без деформационного упрочнения, управляемыми параметрами эффекта памяти формы, способностью к восстановлению значительных деформаций при одноосном сжатии и анизотропными упругими свойствами.

Совокупность проведенных экспериментальных исследований структуры, физико-механических свойств, научно обоснованных способов выращивания профилированных монокристаллов сплава медь-алюминий-никель, управления характеристиками эффекта памяти формы и псевдоупругости решает важную прикладную задачу - делает доступным для практического применения новый, монокристаллический материал с функциональными свойствами.

Практическая ценность.

Определены оптимальные технологические параметры получения профилированных монокристаллов сплава Cu-Al-Ni непосредственно из расплава, позволяющие обоснованно выбирать способы формообразования для конкретных форм и размеров выращиваемых кристаллов. Разработаны новые способы и устройства для этих целей (Патенты РФ №-1445277, 2031984).

Получены экспериментальные данные, позволяющие прогнозировать и осуществлять воздействие на функциональные свойства монокристаллических изделий из сплавов Cu-Al-Ni при изменении химического состава и условий на-гружения, термической и химико-термической обработках, холодной и горячей пластической деформации, применительно к заданным условиям эксплуатации.

Исследования двойникования мартенситной фазы сплава Cu-Al-Ni и новые технологические приемы получения профилированных кристаллов из расплава легли в основу способа их обработки для достижения двойниковой псевдоупругости (Патент РФ № 1457433). создания гибких СВЧ волноводов и гибких капилляров для медицинских целей.

Исследования поведения монокристаллов сплава Cu-Al-Ni при одноосном деформировании сжатием позволили создать термочувствительные элементы дискретного срабатывания и компактные тепловые приводы.

Внедрение разработок позволило освоить новые виды продукции.

Апробация работы.

Основные результаты диссертационной работы были представлены на следующих конференциях, совещаниях и семинарах: Всесоюзных совещаниях по механизмам внутреннего в твердых телах (г. Сухуми, 1976 г., г. Кутаиси, 1979 г.); VIII, IX и XI Всесоюзном совещании по получению профилированных кристаллов и изделий способом Степанова и их применению в народном хозяйстве (г. Ленинград, 1979, 1982 и 1988 г.); VII Всесоюзной конференции по механизмам релаксационных явлений в твердых телах, ВКМР-7 (г. Воронеж, 1980 г.); VI Международной конференции по росту кристаллов (г. Москва, 1980 г.); Всесоюзной конференции "Сплавы со свойствами сверхупругости и памяти формы и их применение в новой технике" (г. Киев, 1980 г.); и Всесоюзном совещании по получению профилированных кристаллов и изделий способом Степанова и их применению в народном хозяйстве (г. Ленинград, Всесоюзной научной конференции "Сверхупругость, эффект памяти и их применение в новой технике" (г. Воронеж, 1982 г.); III Всесоюзной конференции "Сверхупругость, эффект памяти формы и их применение в новой технике" (г. Томск, 1985 г.); Научно-техническом семинаре "Применение материалов с эффектом памяти формы" (г, Ленинград, 1986 г.); II Всесоюзной конференции "Моделирование роста кристаллов" (г. Рига, 1987 г.); V Научно-технической конференции "Демпфирующие металлические материалы" (г. Киров, 1988 г.); Семинаре "Кинетика и термодинамика пластической деформации" ( г. Барнаул, 1988 г.); -VUвсесоюзном совещании по взаи^ примесей и свойствам сплавов (г. Тула, 1988 г.); I Всесоюзной конференции "Эффекты памяти формы и сверхэластичности й их применение в медицине" (г. Томск, 1989 г.); Областной конференции стоматологов "Профилактика стоматологических заболеваний" (г. Воронеж, 1989 г.); Семинаре "Материалы с эффектом памяти формы и их применение" (г, Новгород, г. Ленинград, 1989 г.); Региональной научно-технической конференции "Материалы и упрочняющие технологии-89" (г. Курск, 1989 г.); Всесоюзной конференции "Мартенситные превращения в твердом теле" (г. Косов Ивано-Франковской обл., Украина, 1991г.); I Российско-Американском семинаре и XXXI семинаре "Актуальные проблемы прочности" по теме "Новые физические и математические принципы в компьютерном конструировании материалов с эффектом памяти формы. Свойства материалов и их применение." (г. Санкт-Петербург, 1995 г.); IX Международной конференции "Взаимодействие дефектов и неупругие явления в твердых телах" (г. Тула, 1997 г.); Kurdyuraov Memorial International Conference on Martensite, KUMICOM'99 (Moscow, 1999, Russia); XXXV семинаре "Актуальные проблемы прочности" (Псков, 1999); XX Международной конференции "Релаксационные явления в твердых телах" (Воронеж, 1999); ежегодных научных конференциях ВГТА 1997-2000 г.

Публикации.

По материалам исследований опубликовано 59 работ. Содержание диссертации достаточно полно отражено в 33 основных публикациях, список которых приведен в конце автореферата. Личный вклад соискателя может быть охарактеризован следующим образом: работы [69, 111, 172, 182, 242, 267] выполнены без соавторов; в работах [62, 63, 152-154,237, 23В, 241, 251, 252] соавторам принадлежат экспериментальные результаты, постановка задачи, создание модели и анализ результатов принадлежит соискателю; в работах [64-66,' 75, 165, 177, 208] постановка, решение задачи и обсуждение результатов выполнены совместно с соавторами, соискателю принадлежат экспериментальные результаты; ,, в работах [67, 68, 72, 206, 207, 212, 213, 243-247, 253, 254, 258, 259, 261-264, 266] постановка и решение задачи, эксперименты и обсуждение результатов выполнялись совместно с соавторами; в работах [75, 77, 112, 195-197, 201, 202, 205 260, 269, 270, 272] постановка задачи и обсуждение результатов выполнены совместно с соавторами, соискателю принадлежит решение задачи и экспериментальные результаты; в работах [187-190, 223, 240] постановка задачи, обсуждение результатов и эксперименты осуществлялись совместно с соавторами, соискателю принадлежит анализ и теоретическое объяснение результатов. Структура и объем диссертации.

Диссертация состоит из введения, восьми глав, основных выводов и списка литературы. В первой главе рассмотрены особенности способа Степанова в отношении получения монокристаллов сплавов. Вторая и третья главы посвящены выращиванию профилированных монокристаллов сплава медь- алюминий-никель при разных условиях формообразования. В четвертой и пятой главах рассмотрено влияние химического состава и различных обработок на функциональные свойства получаемых монокристаллов. В шестой главе представлены данные по исследованию релаксационных и дисеипативных явлений в монокристаллах с термоупругим мартенситным превращением. Седьмая глава по

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. На основе совместных решений тепловой и капиллярных задач, анализа устойчивости процесса выращивания кристаллов способом Степанова при зацеплении расплава за кромки формообразователя теоретически определены и экспериментально подтверждены оптимальные технологические параметры получения профилированных монокристаллов системы медь-алюминий-никель. Условие зацепления за верхние кромки позволяет получать единичные монокристаллы в виде прутков и пластин толщиной от1 мм до 5 мм, трубок с внутренним диаметром не менее 5 мм и толщиной стенки от I до 5 мм. Зацепление , расплава за нижние кромки формообразующего отверстия позволяет выращивать монокристаллы в виде нитей и пластин толщиной менее 1 мм.

2 Определены оптимальные условия получения профилированных моно; кристаллов системы медь-алюминий-никель для различных ориентаций и уста; новлено их влияние на степень совершенства структуры. Наиболее устойчивый процесс роста наблюдается для направления <100> высокотемпературной о. ц. к. фазы.

3. Определены оптимальные технологические параметры получения кристаллов при условии смачивания стенок формообразующего отверстия, впервые позволившие реализовать групповое выращивание профилированных монокристаллов системы медь-алюминий-никель. Впервые теоретически обосновано и осуществлено выращивание полых кристаллических профилей, в том числе в виде труб с внутренним диаметром менее 5 мм, непосредственно из расплава при комбинированном условии смачивания - зацепления.

4. Выполнен комплекс экспериментальных исследований по влиянию химического состава, условий нагружения, термической обработки, холодной и горячей пластической деформации монокристаллов сплава медь-алюминий-никель на структурное и фазовое состояние, характеристики термоупругих мар-тенситных превращений.Показано определяющее влияние валентности компонентов сплава на температуры фазовых переходов. На основе полученных результатов построены фазовые диаграммы в координатах состав-температура и состав-напряжение для деформирования растяжением вдоль направления <100> исходной кубической фазы, установлены закономерности изменения температур и напряжений фазовых превращений при тепловых воздействиях и механической обработке, позволяющие прогнозировать и изменять параметры эффектов памяти формы и псевдоупругости.

5. Для одноосного деформирования сжатием вдоль направления < 100> исходной кубической фазы сплава медь-алюминий-никель" установлена зависимость типа образующейся мартенситной структуры от величины приложенной нагрузки. Предложена физическая модель явления, основанная на изменении-энергии зонной структуры при упругих искажениях кристаллической решетки.

6. Разработаны теоретические основы управления составом и структурой монокристаллов сплавов с термоупругими мартенситными превращениями методом химико-термической обработки. Впервые химико-термическая обработка, состоящая в нанесении меди на поверхность монокристаллов сплава медь-алюминий-никель и последующем диффузионном отжиге, - применена для , улучшения усталостных свойств* при псевдоупругом поведении и управления параметрами эффекта памяти формы.

7. В результате исследования диссипативных явлений в монокристаллах сплава медь-алюминий-никель при термоупругих мартенситных превращениях показано, что динамическая составляющая механического гистерезиса при псевдоупругом поведении определяется в основном тепловым эффектом превращения. За формирование квазистатического гистерезиса ответственны процессы зарождения, роста клиньев продуктов превращения в межфазной переходной области и трение движению межфазных границ. В монокристаллах диаметром менее 100 мкм на величину гистерезиса существенное влияние оказывают неоднородности поперечного сечения и химического состава по длине образца.

8. Изучено влияние размерного фактора на протекание термоупругого мартенситного превращения в ненагруженных образцах. Установлено, что уменьшение диаметра монокристаллов сплава медь-алюминий-никель приводит к снижению температурного гистерезиса превращения, лавинообразному характеру фазового перехода и может приводить к смене типа образующейся мартенситной фазы. Основными факторами, определяющими указанные изме

306 нения, являются уменьшение накапливаемой упругой энергии и сопротивления движению межфазных границ.

9. Обнаружено псевдоупругое поведение при двойниковании по плоскостям {121}у1/ состаренной мартенситной у/-фазы сплава медь-алюминий-никель. Определены возможные ориентации исходного кристалла и условия его механической и термической обработки для реализации эффекта псевдоупругости при одноосном деформировании. В результате изучения процессов старения, релаксационных и динамических явлений при псевдоупругом двойниковании рентгеноструктурных исследований установлено, что физической основой псевдоупругого поведения при двойниковании является образование новой более стабильной моноклинной кристаллической решетки мартенситной уГ-фазы, связанной с исходной структурой двойникованием по плоскостям {121}у,/.

10. Полученные результаты легли в основу технологий выращивания профилированных монокристаллов сплавов с эффектами памяти формы и псевдоупругости, управления их функциональными свойствами, изготовления изделий из них и создания ряда устройств новой техники. Основные области применения профилированных монокристаллов сплава медь-алюминий-никель определяются их псевдоупругими свойствами, способностью к многократному изгибу без деформационного упрочнения, управляемыми параметрами эффекта памяти формы, способностью совершать работу при нагреве, восстанавливать значительные деформации при одноосном сжатии и анизотропными упругими свойствами.

307

В заключение автор считает своим приятным долгом выразить глубокую благодарность научному консультанту профессрру Косилову Александру Тимофеевичу за проявленный интерес к работе и большую помощь в обсуждении полученных результатов.

Автор глубоко благодарен всем сотрудникам НКТБ "Феррит" и кафедры физики Воронежской государственной технологической академии, оказавшим помощь в преодолении различного рода трудностей.

1. Shape memory alloys and their applications // Jap. Ind. and Technol. Bull. 1982. -V.10,№1.-P. 4-5.

2. Судзуки Юити. Сплавы, обладающие эффектом запоминания формы // Когё дзайрё, Eng. Mater. 1985. - V.33,№4. - P. 103-107.

3. Miyazaki S., Otsuka ., Sakamoto H., Shimizu K. The fracture of Cu-Al-Ni shape memory alloy II Trans. JIM. -1981. V.22,№4. - P. 244-252.

4. Sakamoto H., Kijima Y., Shimizu K. Fatigue and fracture characteristics of poly-crystalline Cu-Al-Ni shape memory alloys // Trans. JIM. 1982. - V.23,№10. - P. 585-594.

5. Husain S. W., Clapp P.C. Disembrittlement of high strength Cu-Al-Ni shape memory alloys // Proc. Int. Cryog. Mater. Conf., Kobe; 11-14 May, 1982. Guildford, s. a. - P. 146-149.

6. Lee J. S., Wayman С. M. Grain refinement of a Cu-Al-Ni shape memory alloy by Ti and Zr additions // Trans. Jap. Inst. Metals. 1986. - V.27,№8. - P. 584-591.

7. Miki M., Ogino Y., Hiramatsu Y. Effects of В and Cr additions on the grain refinement and ductility of Cu-14Al-3Ni shape memory alloy // Нихон киндзоку гаккайси. J. Japan Inst. Metals. 1987. - V.51,№9. - P. 815-823.

8. Morris M. A. Influence of boron additions on ductility and microstructure of shape memory Cu-Al-Ni alloys II Scr. met. et mater. 1991. - V.25,№11. - P. 25412546.

9. Jean R. D., Wu T.Y., Leu S. S. The effect of powder metallurgy on Cu-Al-Ni shape memory alloys // Scr. met. et mater. -1991. V.25,№4. - P. 883-888.

10. Летенков О. В., Хусаинов М. А. Эффект памяти формы и мартенситные превращения в сплавах на основе меди, получаемых методомспиннингования // Материалы с эффектом памяти формы и их применение. -Новгород, 1989. С. 247-250.

11. Данилов А. Н., Кроликов В. В., Смирнов В. В., Фирсов А. М. Особенности структуры и термомеханических характеристик закаленной из расплава ленты сплава Cu-Al-Mn // Обработка и свойства судостроит. матер. Л., 1989. -С. 11-15.

12. Andoh Н., Minemura Т., Ikuta I. Microstructures and mechanical properties of melt quenched Cu-Al-Ni alloy foils // Нихон киндзоку гаккайси. J. Jap. Inst. Metals. - 1986. - V.50,№8. - P. 758-762.

13. Анчев В., Коваль Ю. Н„ Кондратьев С. Ю., Петров Р. Исследование структуры и свойств (3 сплавов Cu-Al-Ni, полученных закалкой из расплавов // Металлофизика. - 1992. - Т. 14,№7. - С. 66-73.

14. Minemura Т., Andoh Н., Kuta Y., Ikuta I. Shape memory effect and microstructures of sputter deposited Cu-Al-Ni films// Journal of materials science letters. -1985. - V.4,№6. - P.793-796.

15. Mukunthan K., Brown L. C. Preparation and properties of fine grain J3-CuAlNi strain memory alloys // Met. Trans. A. 1988. - V.19,№7-12. - P. 2921-2929.

16. Oishi K., Brown L. C. Stress induced martensite formation in Cu-Al-Ni alloys // Met. Trans.-1971.-V.2,№7.-P. 1971-1977.

17. Shimizu K., Sakamoto H., Otsuka K. Phase diagram associated with stress induced martensitic transformations in a Cu-Al-Ni alloy // Scripta Met. - 1978. -V.12,№9.-P.771-776.

18. Титов П. В. Эффект памяти формы в сплавах на основе системы Си-А1 // Металловед, и терм, обраб. мет. 1984. - №3. - С. 47-50.

19. Roy S. N., Xu Н., Tan S., Hinz В., Muller I. Growth of CuZnAl and CuAINi single crystals with shape memory martensites // J. Cryst. Growth. -1990. V. 102, №4.-P. 1061-1064.

20. A. c. 429 880 СССР, M. кл. B22D 11/00. Способ непрерывного получения изделий из расплавленного металла / А. В. Степанов. 1 е.: ил.

21. А. с. 112 624 СССР, М. кл. 31с 21. Способ изготовления полуфабрикатов (труб, прутков, листов, штанг и т. п.) из полупроводниковых материалов / А. В. Степанов. -2 е.: ил.

22. Степанов А. В. Новый способ получения изделий (листов, труб, прутков, разного профиля и т. п.) непосредственно из расплава // Журнал технической физики. 1959. - Т.29,№3. - С. 381-393.

23. Степанов А. В. Выращивание монокристаллов определенной формы // Проблемы современной кристаллографии. М.: Наука, 1975. - С. 66-78.

24. Получение профилированных монокристаллов и изделий способом Степанова / П. И. Антонов, Л. М. Затуловский, А. С. Костыгов и др. Л.: Наука, 1981.-280 с.

25. Антонов П. И. Получение и свойства профилированных монокристаллов// 4-я международная школа спец. по росту кристаллов. Суздаль, 1980, конспект лекций, ч. I. М., 1980. - С. 218-231.

26. Патент США 3265 469, М. кл. BOlj 17/18. Crystal growing apparatus. Устройство для выращивания кристаллов/ R. N. Hall. 4 р.28; Цивинский С. В. Получение кристаллов по методу Степанова // Рост кристаллов. -М., 1965, т.6.-С. 355-359.

27. Антонов П. И., Степанов А. В. Получение кристаллов германия трубчатой формы // Изв. АН СССР, неорганические материалы. 1966. - Т.2,№5. -С. 950.

28. Патент Великобритании 1 487 587, М. кл.2 BOlj 17/18. Improvements in and relating to crystal growth. Улучшения, касающиеся роста кристаллов / М. Cole. -17 р.

29. Патент Великобритании 1 524 521, М. кл.2 BOlj 17/18. Growing of crystals. Способ выращивания кристаллов / С. Fisher. -13 р.

30. Патент Великобритании 1 524 522, М. кл.2 BOlj 17/18. Device for controlling the diameter of a growing crystal. Устройство для регулирования диаметра выращиваемого кристалла/ С. Fisher. -11 р.

31. Цивинский С. В., Степанов А. В. Получение монокристаллов германия определенной формы // ФТТ. 1965. - Т.7,№1. - С. 194-199.

32. Цивинский С. В., Коптев Ю. И., Степанов А. В. Выращивание трубок из германия // ФТТ. 1966. - Т.8, №8. - С. 2461-2462.

33. La Belle Н. Е. EFG, the invention and application to sapphire growth // Journal of Cryst. Growth.- 1980. V.50, №1. - P. 8-17.

34. Патент США 3 650 703. M. кл.2 BOlj 17/18. Method and apparatus for growing inorganic filaments, ribbon from the melt. Метод и устройство для выращивания неорганических волокон, лент из расплава / H. Е. Labelle, А. I. Mlavsky. 12 р.

35. Патент США 3 591 348. М. кл.2 BOlj 17/18. Method of growing crystalline materials. Метод выращивания кристаллических материалов / H. Е. La Belle. -Юр.

36. Миссол В. Поверхностная энергия раздела фаз в металлах. М.: Металлургия, 1978. - 176 с.

37. Лодиз Р. А., Паркер Р.; Л. Рост монокристаллов. М.: Мир, 1974. - 540 с.

38. Татарченко В. А. Устойчивый рост кристаллов. М.: Наука; 1988. - 240 с.

39. Тиллер У. А. Затвердевание // Физическое металловедение / Под ред. Р. Кана. Т.2. М.: Мир, 1968. - С. 155-226.

40. Цивинский С. В., Степанов А. В. О возможности управления распределением примесей при получении кристаллов заданной формы // Известия АН СССР. Неорганические материалы. 1966. - Т.2, №7. - С. 1177-1179.

41. Губанов А. И., Давыдов С. Ю. Расчет распределения концентрации примесей в кристалле, вытягиваемом из расплава по способу Степанова // Известия АН СССР, серия физическая. 1971. - Т.35, №3. - С. 442-446.

42. Антонов П. И., Крымов В. М. Влияние геометрии профилированных монокристаллов на термические напряжения и дислокационную структуру, возникающие в процессе выращивания из расплава // Известия АН СССР. Серия физическая. 1980. - Т.44, №2. - С.244-249.

43. Фомин А. В., Засимчук И. К. Термические условия получения бездислокационных монокристаллов меди // Известия АН СССР. Серия физическая. -1980. Т.44, №2. - С. 304-309.

44. Выращивание профилированных кристаллов и изделий способом Степанова. Указатель отечественной и иностранной литературы. 1958-1979 гг. -Л., 1980. 150 с.

45. Выращивание профилированных кристаллов и изделий способом Степанова. Указатель отечественной и иностранной литературы. 1980-1986. Л., 1988.121 с.

46. Swann P. R., Warlimont Н. The electron-metallography and crystallography of copper-aluminum martensites // Acta Met. 1963. - V.l 1.- P. 511-527.

47. Хансен M., Андерко К. Структуры двойных сплавов. Т. 1-2. М.: Металлур-гиздат, 1962. - 1488 с.

48. Двойные и многокомпонентные системы на основе меди: Справочник. / М. Е. Дриз, Н.Р. Бочвар, Л. С. Гузей и др. М.: Наука, 1979. - 248 с.

49. Dunne D. P., Kennon N. F. Ageing of copper-based shape memory alloys // Metals Forum. 1981. - V.4,№3. - P. 176-183.

50. Уэрт 4;, Tomcoh P. Физика твердого тела. M.: Мир, 1969. - 558 с.

51. Chalmers В. Transient solute effects in shaped crystal growth of silicon // J. Cryst. Growth 1987. - № 1 -2. - P. 70-73.

52. Шульце Г. Металлофизика. M.: Мир, 1971. - 503 с.

53. Duerig Т. W., Albrecht J., Gessinger G. H. A shape-memory alloy for high-temperature applications // J. Metals. 1982. - V.34,№12. - P. 14-20.

54. Otsuka K. Physical and mechanical properties of shape memory alloys // Нихон киндзоку гаккай кайхо, Bull. Jap. Inst. Metals. 1985. - V.24,№1. - P. 26-32.

55. Уббелоде А. Плавление и кристаллическая структура. М.: Мир, 1969. -419 с.

56. Кухлинг X. Справочник по физике. М.: Мир, 1982. - 519 с.

57. Маслов В.Н. Выращивание профильных полупроводниковых монокристаллов. М.: Металлургия, 1977. - 327 с.

58. Эльсгольц Л.Э. Дифференциальные уравнения и вариационное исчисление. -М.:УРСС, 1998.-279 с.

59. Василенко А.Ю.,Аверьянов А.И., Плешков В.В. Исследование возможности получения профилированных кристаллов медных сплавов при условии зацепления за нижнюю кромку формообразователя // Известия АН СССР. Серия физическая. 1988. Т.52,№ 10. - С.2042-2044.

60. Антонов П.И.,Косилов А.Т.,Василенко А.Ю.,Кандыбин В.И.,Комаров В.Г. Получение и свойства профилированных монокристаллов Cu-Al-Ni // Известия АН СССР.Серия физическая. 1980. - Т.44,№2. - С.404-408.

61. Василенко А.Ю.,Комаров В.Г., Кандыбин В.И., Косилов А.Т. Получение профилированных монокристаллов сплавов с памятью формы.// Сплавы со свойствами сверхупругости и памяти формы. Киев, 1980. - С.38-39.

62. Нагорный В.И.,Василенко А.Ю.,Косилов А.Т.,Павлов В.В. Использование электронного нагрева для выращивания монокристаллов сплавов с памятью формы // Необычные механические свойства сплавов. Киев, 1980. - С.37-38.

63. Wenzl Н. Crystal growth for research // JFF Bull. Inst. Festkorferforch. 1985. -№27.-P. 3-26.

64. Пшеничнов Ю. П. Выявление тонкой структуры кристаллов. Справочник. -М., Металлургия, 1974. 528 с.

65. Келли А., Гровс Г. Кристаллография и дефекты в кристаллах. М.: Мир, 1974.-496 с.

66. Билони X. Затвердевание // Физическое металловедение / Под ред. Р. Кана и П. Хаазена. Т.2.- М.: Металлургия, 1987. С. 178-275.

67. Патент РФ №1445277 AI,М.Кл.4 СЗОВ 15/34. Устройство для группового выращивания профилированных кристаллов на основе меди / А. Ю. Василенко, В. И. Кандыбин, А. Т. Косилов. 5 е.: ил.

68. Патент Великобритании 1 577 413, М. кл.3 СЗОВ 13/00. Improvements in and relating to the growth of crystalline material. Выращивание кристаллического материала / К. S. A. Davey, R. M. Ware. 42 p.

69. Патент РФ №2031984 CI. МКИ6 СЗОВ 15/34, 21/00. Способ получения кристаллических полых изделий и устройство для его осуществления / А. Ю. Василенко, А. Т. Косилов, В.И. Кандыбин. 8 е.: ил.

70. Хандрос Л. Г. О природе эффектов сверхупругости и памяти формы // Мар-тенситные превращения. Доклады международной конференции "ICOMAT-77"(Киев, 16-20 мая 1977 г.). Киев, 1978. - С. 146-150.

71. Курдюмов Г. В. О природе бездиффузионных (мартенситных) превращений// Докл. АН СССР. 1948, т.60, №9. - С. 1543-1546.

72. Курдюмов Г.В. Бездиффузионные (мартенситные) превращения в сплавах // Журн. техн. физики. 1948ю - Т.18, вып. 8. - С. 999-1025.

73. Olson G. В., Cohen М. Thermoelastic behavior in martensitic transformations // Scripta Metallurgica. 1975. - V. 9, № 11. - P. 1247-1254.

74. Делэй Л., Варлимонт X. Кристаллография и термодинамика мартенсита в сплавах, обладающих эффектом запоминания формы // Эффект памяти формы в сплавах. М., Металлургия, 1979. - С. 87-110.

75. Perkins J. Martensitic substructural prerequisites for SME behavior / Scripta Met. 1975.-Y.9, №2.-P. 121-128.

76. Перкинс Д., Эдварде Г. Р., Сач С. Р., Джонсон Дж. М., Аллен Р. Р. Термомеханические характеристики сплавов с термоупругим мартенситом // Эффект памяти формы в сплавах. М., Металлургия, 1979. - С. 230 - 254.

77. Tong Н. G., Wayman С. М. Characteristic temperatures and other properties of thermoelastic martensites // Acta Metall. 1974.'- V. 22, №7. - P. 887-896.

78. Вейман С. M. Деформация, механизм явления и другие характеристики сплавов с эффектом запоминания формы // Эффект памяти формы в сплавах. -М., Металлургия, 1979. С. 9-34.

79. Курдюмов Г. В., Хандрос Л. Г. О "термоупругом" равновесии при мартен-ситном превращении// Докл. АН СССР. 1949. - Т. 66, №2. - С. 211 -214.

80. Курдюмов Г. В., Мирецкий В. И. Превращения в эвтектоидных сплавах Си-А1// Журн. техн. физики. - 1938. - Т.8, №20. - С. 1777-1780.

81. Swann P. R., Warlimont Н. The electron-metallography and crystallography of copper-aluminum martensites // Acta Met. 1963. - V. 11, №6. - P. 511 - 527.

82. Jellison J., Klier E. P. The cooling transformations in beta eutectoid alloys of the Cu-Al system // Trans. Metall. Soc. A.I.M.E. 1965. - V. 233, №9 - P. 1694-1702.

83. Hull D., Garwood R. D. Martensite transformations of the beta phase copper-aluminium-nickel alloys // Journ. Inst. Metals. 1957. - V. 8b. - P. 485-492.

84. Kajiwara S., Nishiyama The crystal structure of the martensite in a copper-aluminium alloy // Jap. J. Appl. Phys. 1964. - V.3, №12. - P. 749-752.

85. Duggin M. J., Rachinger W. A. The nature of the martensite transformation in a copper-nickel-aluminium alloy // Acta Met. 1964. - V. 12, №5 - P. 529-535.

86. Kajiwara S. Stacking fault probabilities in copper-aluminum martensite transformed in thin foiles II Journ. Phys. Soc. Japan. 1967. - V. 22, №3. - P. 795803.

87. Титов П. В., Хандрос JI. Г. Гистерезис при мартенситном превращении в сплавах медь-алюминий и медь-алюминий-никель // Вопросы физики металлов и металловедения. 1961. - №13. - С. 158-165.

88. Титов П. В., Хандрос J1. Г. Влияние добавок никеля и марганца на мартен-ситное превращение в сплаве Си-А1 // Вопросы физики металлов и металловедения. 1962. - № 14. - С. 105-110.

89. Kubiak A., Wysiecki М. Влияние железа на температуру мартенситного превращения сплавов Си-А1 // Zeszyty Naukowe Politechniki Szcrecinskiej. 1971. -№129. -G. 103-110.

90. Хандрос JT. Г., Арбузова И. А. Мартенситное превращение, эффект памяти и сверхупругость // Металлы, электроны, решетка. Киев, 1975. - С. 109-143.

91. Otsuka К., Shimizu К. Crystal structure of stress-induced acicular martensite in

92. Си-14,2 Al-4,3 Ni alloy // Phil. Mag. -1971. V.24. - P. 481 -484.

93. Otsuka K., Nakamura Т., Shimizu K. Electron microscopy study of stress-induced acicular Pi7 martensite in Cu-Al-Ni alloy // Trans. JIM. 1974. - V.15, №3. -P. 200-210.

94. Otsuka K., Nakamura Т., Shimizu K. Electron microscopy study of stress-induced acicular yi7 martensite in Cu-Al-Ni alloy // Trans. JIM. 1974. - V.15, №3. -P. 211-216.

95. Abe Y., Ohsumi K., Tagai Т., Tokomami M. On the sites of off-stoichiometric Ni and A1 atoms in Cu-Al-Ni alloy // Photon Factory Activity Report, 1982-1983. -Ohomashi, 1984. -VI/27.

96. Shimizu K., Tadaki Т., Nakata Y. Atom locations of constituent elements in some ternary shape memory alloys determined by ALCHEMI measurements // Mem. Inst. Sci. and Ind. Res. Osaka Univ. 1992. - №49. - P. 29-45.

97. Варлимонт X., Дилей Л. Мартенситные превращения в сплавах на основе меди, серебра и золота. М.: Наука, 1980. - 205 с.

98. Кокорин В. В., Мартынов В. В., Черненко В. А. Мартенситные Pi-» р/ , pi-> у( превращения в сплавах Cu-Al-Ni под давлением // Докл. АН СССР. -1990. - Т.311, №6. - С. 1366-1368.

99. Perkins J. Phonon nucleation of lattice transformations in solids // Scripta Met. -1974.- V. 8, №1.-P. 31-34.

100. Delaey L., Van Paemel J., Struyve T. The relation between the premartensitic instability of the P-phase and the martensite structures and the shape memory effect in the noble metal base alloys// Scr. Met. 1972. - V.6, №6. - P. 507-518.

101. Василенко А, Ю. Исследование структуры и релаксационных явлений кристаллов Cu-Al-Ni в условиях напряженного состояния. Дисс. . канд. физ.-мат. наук. Воронеж, 1979. - 135 с.

102. Василенко А. Ю. , Сальников В. А., Косилов А. Т. Влияние состава на области стабильности термоупругих фаз в монокристаллах Cu-Al-Ni // Металлофизика. 1982. - Т. 4, №4. - С. 48-53.

103. Sakamoto Н., Yoshikawa М., Shimizu К. Effect of Ni concentration on transformation pseudoelasticity in Cu-Al-Ni alloy single crystals // Mater. Trans. JIM. 1990. - V. 31, №10. - P. 848-854.

104. Массальский Т. Б. Структура твердых растворов // Физическое металловедение/ Под ред. Р. Кана. Т.1. М.: Мир, 1967. - С. 144-219.

105. Kang S. J. L., Stasi M., Azou P. Influence du manganese sur la transformation des phases dans les cupro-aluminiums // Memoires et Etudes Scientifiques Revue de Metallurgie. 1982. - V. 79, №5. - P. 229-234.

106. Higuchi A., Suzuki K., Sugimoto K., Nakamura N. Thermal stability of Cu-Al-Be shape memory alloy // Proc. Int. Conf. Martensit. Transform. (ICOMAT-86), Nara, Aug. 26-30, 1986. Sendai, 1987. - P. 886-890.

107. Otsuka K., Shimizu K. Pseudoelasticity // Metals Forum. 1981. - V.4, №3. -P.142-151.

108. Wayman С. M. Martensitic transformations and mechanical behavior // Strength Metals and Alloys (ICSMA7) Proc. 7th Int. Conf. Montreal. 12-16 Aug, 1985. Vol. 3. Oxford, 1986. - P. 1779-1805.

109. Otsuka K., Shimizu K. Pseudoelasticity and shape memory effects in alloys // International Metals Reviews. 1986. - V. 31, №3. - P. 93-114.

110. Miyazaki S., Otsuka K. Development of shape memory alloys // ISIJ International. 1989. - V. 29, №5. - P. 353-377.

111. Tas H., Delaey L., Deruyttere A. Stress-induced phase transformation and the shape memory effect in Pi7 Cu-Al martensite // Scr. Met. 1971. - V. 5, №12. - P. 1117-1124.

112. Tas H., Delaey L., Deruyttere A. Stress-induced phase transformation and the mechanical properties of copper - aluminium martensite. I. Crystallographic observations // Z. Metallkunde. - 1973. - V. 64, №12. - P. 855-861.

113. Tas H., Delaey L., Deruyttere A. Stress-induced phase transformation and the mechanical properties of PV copper - aluminium martensite. II. Transformation and deformation criterion // Z. Metallkunde. - 1973. - V. 64, №12. - P. 862-866.

114. Otsuka K., Wayman С. M., Nakai K., Sakamoto H., Shimizu K. Superelasticity effects and stress-induced martensitic transformations in Cu-Al-Ni alloys // Acta Met. 1976. - V.24, №1. - P. 207-226.

115. Rodriguez C., Brown L. C. The thermodinamics of stress-induced martensites in Cu-Al-Ni alloys // Met. Trans. 1976. - V. A7, №9. - P, 1459-1463.

116. Otsuka K., Sakamoto H., Shimizu K. Two stage superelasticity associated with successive martensite-to-martensite transformations // Scr. Met. 1976. - V. 10, №11.-P. 983-988.

117. Rodriguez C., Brown L. C. Transitions between stress-induced martensites in Cu-Al-Ni alloys // Met. Trans. A. 1976. - V. A7, № 2. - P. 265-272.

118. Мартынов В. В., Хандрос Л. Г. Образование 1R (г. ц. к.)- и 15R- мртенсит-ных фаз в монокристаллах сплавов Cu-Al-Ni при деформации растяжением// Докл. АН СССР. 1977. - Т. 237, №6. - С. 1349-1351.

119. Мартынов В. В., Хандрос JI. Г. Аномальная упругость, обусловленная 2Н—»6R перестройкой решетки при деформации сплавов медь-алюминий// Докл. АН СССР. 1977ю - Т. 233, №2. - С. 345-348.

120. Otsuka К., Sakamoto H., Shimizu К. Successive stress-induced martensitic transformations and associated transformation pseudoelasticity in Cu-Al-Ni alloys II Acta Met. 1979. - V.27, №4. - P. 585-601.

121. Оцука К., Сакамото X., Шимизу К. Прямое наблюдение мартенситного превращения между мартенситными фазами в сплаве системы Cu-Al-Ni // Эффект памяти формы в сплавах. М., Металлургия, 1979. - С. 274-285.

122. Мартынов В. В., Хандрос Л. Г. Сверхупругая деформация, обусловленная рядом последовательных мартенситных переходов II Физ. мет. и металловед. 1981. -Т. 51, №3. - С. 603-608.

123. Мартынов В. В., Энами К., Ткаченко А. В., Хандрос JI. Г. Особенности фазовых превращений при аномально упругой деформации в сплавах Cu-Al-Fe //Докл. АН СССР. -1981. Т. 258, №3. - С. 608- 611.

124. Gyobu A., Enami К., Nagasawa A., Nenno S. Deformation behavior of single crystal of Cu-Al martensitic alloys II Jour. Phys. (Fr.). 1982. - V.43, №12. - P. 641-645.

125. Kennon N. E., Dunne D. P. Shape strains associated with thermally-induced and stress-induced martensite in a Cu-Al-Ni shape memory alloy // Acta Met. 1982. -V. 30, №2. - P. 429-435.

126. Мартынов В. В., Мартынова Г. П., Хандрос JI. Г. Структурные и фазовые превращения у/ мартенсита в бинарном Cu-Al сплаве при деформации // Физ. мет. и металловед. - 1983. - Т.56, №2. - С. 303-307.

127. Martynov V. V., Khandros L. G., Tkachenko A. V. Stacking modulation of stress-induced martensite in Cu-Al-Ni single crystals II Scr. Met. 1983. - Y.17, №10.-P. 1173-1176.

128. Мартынов В. В., Ткаченко А. В., Хандрос Л. Г. Модуляция дефектами упаковки мартенсита, образующегося в сплаве Cu-Al-Ni при растяжении // Металлофизика. 1984. - Т.6, №5. - С. 59-63.

129. Мартынов В. В., Пилянкович Е. А., Устинов А. И. Кристаллическая структура cl\H- мартенсита в сплаве медь-алюминий-никель // Металлофизика. -1985.-Т. 7, №6.-С. 91-92.

130. Лушанкин И. А., Мартынов В. В., Хандрос Л. Г. Тепловые эффекты при мартенситных и межмартенситных превращениях в сплавах Cu-Al-Ni // Физ. мет. и металловед. 1987. - Т. 63, №5. - С. 981-986.

131. Sakamoto Н., Shimizu К. Pseudoelasticity due to consecutive Pi Pi7 <-> ai7 transformations and thermodinamics of the transformation in a Cu-14,4Al-3,6Ni alloy // Trans. Jap; Inst. Metals. 1987. - V. 28, №9. - P. 715-722.

132. Horikawa H., Ichinose S., Morii K., Miyazaki S., Otsuka K. Orientation dependence of Pi Pi7 stress-induced martensitic transformation in a Cu-Al-Ni alloy // Met. Trans. A. 1988. - V. 19, №1-6. - P. 915-923.

133. Friend С. M. The effect of aluminium content on the martensite phase stabilities in metastable CuAINi alloys // Scr. Met. 1989. - V. 23, №10. - P. 1817-1822.

134. Kato H., Dutkievicz J., Miura S. Superelasticity and shape memory effect in Cu 23 at. % A1 - 7 at. % Mn alloy single crystals // Acta met. et mater. - 1994. - V.42, №4.-P. 1358- 1365.

135. Enami K., Martynov У. Y. Deformation behaviour and successive-and-" continuous" transformation in the Cu-Al alloys during tensile deformation // Journal de Physique IV. Colloque C8, supplement au Journal de Physique III. -1995.-V.5, №12.-P. 967-972.

136. Novclk V., Malimcinek J., Z£rubov£ N. Martensitic transformation in 110. single crystals of Cu-Al-Ni alloy // Journal de Physique IV. Colloque C8, supplement au Journal de Physique III. 1995. - V.5, №12. - P. 997-1002.

137. Friend С. M., Miodownik A. P. The calculation of stress-induced martensitic transformations in copper-base shape-memory alloys // Phase Transform.'87': Proc. Conf. Metal. Sci., Comm. Inst. Metals, Cambridge, 6-10 July, 1987. -London, 1988. P. 276-278.

138. Шепард JI. А. Сжатие кристаллов сплавов системы Cu-Al-Ni // Эффект памяти формы в сплавах. М., Металлургия, 1979. - С. 349-357.

139. Sakamoto Н., Shimizu К. Effects of the sense of stress on martensitic transformations in monocrystalline Cu-Al-Ni shape memory alloys // Trans. JIM. -1984. V. 25, №12. - P. 845-854.

140. Василенко А.Ю.,Панченко С.П. Изменение структуры мартенсита при одноосном нагружении монокристаллов сплавов Си-А1 и Cu-Al-Ni // Физ. мет. и металловед. 1990. - Т.69, №6. С.89-94.

141. Хейне В., Коэн М., Уэйр Д. Теория псевдопотенциала. М.: Мир, 1973. -557 с.

142. Сиротин Ю. И., Шаскольская М. П. Основы кристаллофизики. М.: Наука, 1975. - 680 с.

143. Suezawa М., Sumino К. Behaviour of elastic constants in Cu-Al-Ni alloy in the clouse vicinity of Ms-point // Scripta Met. 1976. - V.10, № 9. - P. 789-792.

144. Жайлобаев К. К., Серебряков В. Г., Эстрин Э. И. Влияние одноосного сжатия на константы упругости сплава Cu-Al-Ni вблизи мартенситной точки // Металлофизика. 1987. - Т.9, №2. - С. 106-109.

145. Kulkarni S. D. Diffusion in ordered D03 structures // Acta Met. 1973. - V. 21, №9.-P. 1279-1287.

146. Saburi Т., Nenno S, The shape memory effect and related phenomena // Proc. Int. Conf. Solid-»Solid Phase Transform. Pittsburgh, Pa, Aug. 10-14, 1981. -Warrendale, Pa, 1982. P. 1455-1479.

147. Sugimoto K. Fabrication method of the shape memory copper-based alios // Нихон киндзоку гаккай кайхо, Bull. Jap. Inst. Metals. 1985. - V. 24, №1. - P. 4550.

148. Sakamoto H., Nakai Y., Shimizu K. Effect of heat treatment on stress-induced martensitic transformation and associated pseudoelasticity in monocrystalline Cu-Al-Ni alloys // Trans. Jap. Inst. Metals. 1987. - V. 28, №4. - P. 264-272.

149. Sakamoto H., Shimizu K. Effect of heat treatments on thermally formed martensite phases in monocrystalline Cu-Al-Ni alloy // ISIJ International. 1989. -V.29, №5. - C. 395-404.

150. Косилов A.T.,Комаров В.Г.,Василенко А.Ю. Влияние термической и механической обработки на параметры сверхупругости и памяти формы // Эффекты памяти формы и сверхупругости. Киев, 1980. - С.41-42.

151. Dunne D. P., Kennon N. F. Ageing of copper-based shape memory alloys // Metals Forum. -1981. V.4, №3. - P. 176-183.

152. Zarubova N., Gemperle A., Novak V. Ageing phenomena in Cu-Al-Ni alloy // Journal de Physique IV. Colloque C5, supplement au Journal de Physique III. -1997.-V.7, №11.-P. 281-286.

153. Cingolani E., Van Humbeeck J., Ahlers M. Stabilisation and two-way shape memory effect in Cu-Al-Ni single crystals // Metallurgical and Materials Transactions A. 1999. - V. 30A, №3. - P. 493 - 499.

154. Van Humbeeck J., Chandrasekaran M., Delaey L. The influence of post quench ageing in beta-phase on the physical and mechanical properties of martensite in a Cu-Al-Ni shape memory alloy // ISIJ International. 1989. - V.29, №5. - P. 388394.

155. Eucken S., Hornbogen E. On martensite temperatures of rapidly quenched shape memory alloys // Proc. Int. Conf. Martensit. Transform. (ICOMAT-86), Nara, Aug. 26-30, 1986. Senday, 1987. - P.780-785.

156. Ahlers М. The stability of martensite in Cu-Zn alloys // Z. Metallkunde. 1979. -V.70, №6. - P. 379-385.

157. Арбузова И. А., Титов П. В., Хандрос Л. Г. Влияние распада Pi-фазы на мартенситное превращение в заэвтектоидных сплавах Си-А1, легтрованных Fe, Мп, Со или № // Металлофизика. Вып.69. 1977. - С. 83-88.

158. Kennon N. F., Dunne D. P., Middleton L. Ageing effects in copper-based shape memory alloys // Mrt. Trans. A. 1982. - V. 1 ЗА, №4. - P. 551-555.

159. Kuwano N., Wayman С. M. Some effects of parent phase ageing on the martensitic transformation in a Cu-Al-Ni shape memory alloy // Met. Trans. A. -1984. V.15A, №4. - P. 621-626.

160. Singh J., Chen H., Wayman С. M. Precipitation behavior of Cu-Al-Ni shape memory alloy at elevated temperatures // Scripta Met. 1985. - V.19, №2. - P. 231234.

161. Singh J., Chen H., Wayman С. M. Transformation sequence in a Cu-Al-Ni shape memory alloy at elevated temperatures // Met. Trans. 1986. - V.A17, №1-6. -P. 65-72.

162. Tang W., Liu J., Cao M. A primary study on the ageing of a Cu-Al-Ni shape memory alloy for high temperature application // J. Cent.-south Inst. Min. Metall. 1988. - V. 19, №4. - P. 423-429.

163. Zang Y., Gui J., Wang R., Gao L., Wu Y., Tang Y. Presipitation and its influence on the phase transition in Cu-14,1 wt % Al-4,2 wt % Ni shape memory alloy // J. Phys.: Condens. Matter. 1993. - V.5, №17. - P.2719-2728.

164. Василенко А.Ю. Влияние пластической деформации и высокотемпературного старения на проявление эффекта памяти формы в сплаве Cu-Al-Ni II Физ. и хим. обраб. мат. 1987. - №2. - С. 123-129.

165. Келли А., Никлсон Р. Дисперсионное твердение. М.: Металлургия, 1966. -300 с.

166. Мартынов В. В., Титов П. В., Хандрос JI. Г. Влияние пластической деформации на мартенситное проевращение в сплаве медь-алюминий-никель // Металлофизика. Вып. 48 1973. - С. 43-46.

167. Золотаревский В. С. Механические свойства металлов. М.: Металлургия, 1983.- 360 с.

168. Акамацу Т. Обрабатываемость сплава Cu-Al-Ni с эффектом памяти формы II Нихон киндзоку гаккай кайхо. Bull. Jap. Inst. Metals. 1985. - №4. - C.64.

169. Василенко А.Ю.,Косилов А.Т.,Лукина З.С. Влияние предварительной горячей деформации на псевдоупругое поведение монокристаллов Cu-Al-Ni II Материалы с эффектом памяти формы и их применение. Материалы семинара. Новгород-Ленинград. 1989. - С.82-83.

170. Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. М.: Мир, 1972. - 408с.

171. Wood J. V. The effect of quenchening variables on the transformation characteristics of some RSP shape-memory alloys // Rapidly Solid; Met. Mater. Symp., Boston, Mass., 14-17 Nov. 1983. New York, 1984. - P.425-429.

172. Matsuoka S., Oshima R., Fujita F. E. Martensitic transformation and mechanical properties of melt spun Cu-Al-Ni alloy ribbons // J. Jap. Metals. -1984.-V.48, №9.-P. 871-880.

173. Lopez del Castillo С L Mellor B. G., Blazquez M. L., Gomez C. The influence of composition and grain size on the martensitic transformation temperatures of Cu-Al-Mn shape memory alloys // Scr. Met. 1987. - V.21, №12. - P. 1711-1716.

174. Василенко А.Ю., Косилов А.Т.,Крючкова И.Н. Получение, структура и свойства неоднородных по составу монокристаллов Cu-Al-Ni // Вестник Воронежского государственного технического университета. Серия "Материаловедение". Выпуск 1.1. 1996. -С.69-74.

175. Василенко А.Ю., Крючкова И.Н.,Косилов А.Т. Механические свойства и циклическая стойкость неоднородных по составу монокристаллов сплава Cu-Al-Ni.// Современные вопросы физики и механики материалов. Материалы

176. XXXII семинара "Актуальные проблемы прочности". С.-Петербург, 12-14 ноября 1996 г. С.-Петербург, 1997. - С.3-6.

177. Sakamoto Н. Fatigue behavior of monocristalline Cu-Al-Ni shape memory alloys under various deformation modes // Trans. JIM. 1983. - V.24, №10. -P.665-673.

178. Brown L. C. The fatigue of pseudoelastic single crystals of 0-Cu-Al-Ni // Met. Trans. 1979. - У.10А, №2. - P. 217-224.

179. Родригес С., Браун JI. С. Механические свойства сплавов, обладающих эффектом запоминания формы // Эффект памяти формы в сплавах. М., Металлургия, 1979. - С. 36-58.

180. Василенко А.Ю., Косилов А.Т. Природа механического гистерезиса при термоупругом PioPi' мартенситном превращении сплава Cu-Al-Ni.// Вопросы физики твердого тела. Воронеж, 1977. - С. 13-19.

181. Косилов А.Т.; Василенко А.Ю. О скоростной зависимости ширины петли гистерезиса термоупругого превращения Piofh' в системе Cu-Al-Ni // Физ. мет. и металловед. 1979. - Т.48,№2. - С.303-308.

182. Grujicic М., Olson G. В., Owen W. S. Mobility of the pi^yi' martensitic interface in Cu-Al-Ni: Part I. Experimental measurements // Met. Trans. 1985. -V. 16A, №10.-P. 1723-1734.

183. Grujicic M., Olson G. В., Owen W. S. Mobility of the pi—уГ martensitic interface in Cu-Al-Ni: Part II. Model Calculations// Met. Trans. 1985. - V. 16A, №10.-P. 1735-1744.

184. Василенко А.Ю., Дуничев И. В.,Косилов А.Т., Скурихин А.Е. Квазистатический гистерезис при деформировании тонких монокристаллов сплава Cu-Al-Ni // Металлы. 1998. - №1. - С.98-102.

185. Василенко А.Ю.,Косилов А.Т.,Скурихин А.Е. Моделирование диссипа-тивных процессов при деформационном термоупругом превращении // Вестник Воронежского государственного технического университета. Серия "Материаловедение". Вып. 1.4. 1998. - С. 12-15.

186. Беликов А.М., Василенко А.Ю., Косилов А.Т. Морфология piOpi' превращения кристаллов Cu-Al-Ni в условиях одноосного растяжения II Физ.мет. и металловед. 1980. - Т.50,№3. С.640-644.

187. Рощупкин А.М. Динамическая теория фронта пластического сдвига в кристаллах // Дис. . д-ра физ.-мат. наук. Воронеж, 1991. - 507с.

188. Положий Г.Н. Уравнения математической физики. М.:Высшая школа, 1964.-560 с.

189. Турчак А.В. Численные методы. М.:Наука, 1989. - 354 с.

190. Prieb V., Steckmaim H. Pseudo-Plastic Behaviour of Single-Crystals of Cu-Base Memory Alloys // J. de Phys. IV Suppl. J.de Phys. 1П. 1995. - Vol.5, №12. - P. 907912.

191. Королев M.H., Лихачев B.A. Влияние термоциклирования под напряжением на проявление эффектов памяти формы у монокристаллов Cu-Al-Ni // Материалы XXTV Всесоюзного семинара "Актуальные проблемы прочности". Рубежное, 1990. - С.78-79.

192. Кузьмин С.Л., Лескина М.Л., Лихачев В.А., Пульнев С.А. Деформация ориентированного превращения в монокристаллах Cu-Al-Ni // Материалы XXTV Всесоюзного семинара "Актуальные проблемы прочности". -Рубежное, 1990.-С. 101-106.

193. Ветров В.В., Королев М.Н., Лихачев В.А., Пульнев С.А. Эффект памяти формы при кручении и изгибе моно- и поликристаллов сплава Cu-Al-Ni // Физ. мет. и металловед. 1989. - Т.68, № 5. - С. 953-957.

194. Morawiec Н., Gigla М. Effect of ageing on TWME in Cu-Al-Ni // J. de Phys. IV, Colloque.c.8.- 1995. Vol.5. - P.937-942.

195. Ярославский Г. Я., Кондратьев С. Ю., Коваль Ю. Н., Чайковский Б. С. Амплитудная зависимость рассеяния энергии механических колебаний в (3-сплавах системы Cu-Al-Х // Физ. мет. и металловед. 1982. - Т. 53, № 4. -С.750-755.

196. Кондратьев С. Ю., Зотов О. Г., Ярославский Г. Я., Чайковский Б. С. Исследование демпфирующей способности и механических свойств закаленных Р-сплавов системы медь-алюминий-никель // Проблемы прочности. 1984. -№ 11 (185).-С. 98-101.

197. Humbeeck J., Delaey L. The influence of heat-treatment on the internal friction of Cu-Zn-Al martensite. Part 1: The "ground level" damping // Z.Metallkde. -1984. - V.75, №10. - P. 755-759.

198. Humbeeck J., Delaey L. The influence of heat-treatment on the internal friction of Cu-Zn-Al martensite. Part II: The peaking effect // Z.Metallkde. - 1984. -V.75, №10.-P. 760-763.

199. Мартынов В. В., Мартынова Г. П., Хандрос Л. Г. Механическое двойнико-вание yi7- мартенсита сплава Cu-Al-Ni при растяжении и сжатии // Физ. мет. и металловед. 1984. - Т.58, №2. - С.396-402.

200. Birnbaum Н. К., Read Т. A. Stress induced twin boundary motion in AuCd ft and pн alloys // Trans. AIME. 1960. - V.218, №8. - P.662-669.

201. Либерман Д. С., Шмерлинг М. А., Карц Р. В. Ферроупругая "память" и механические свойства сплавов системы Au-Cd // Эффект памяти формы в сплавах. М.: Металлургия, 1979. - С. 171-205.

202. Miura S., Ito M., Nakanishi N. Pseudoelastic behavior and its strain rate dependense in thermoelastic In-Tl martensite // Scr. Met.-1976.-V.10, №l.-P.87-92.

203. Tsuchiya К., Tateyama К., Sugino К., Marukawa К. Effect of ageing on the rubber-like behaviour in Cu-Zn-Al martensites // Scr. Met. Mater. 1995. - V.32, №2. - P. 259-264.

204. Miura S. Pseudoelasticity and ageing in shape memory alloys // Дзэйрё, J. Soc. Mater. Sci. Jap. 1988. -N31, №418. - P. 735-744.

205. Otani N., Funatsu Y., Ichinose S., Miyazaki S., Otsuka K: Orientation dependence of the deformation modes in a martensite single crystal in Cu-Al-Ni alloy//Scr. Met. 1983. - Y.17, №6. - P.745-750.

206. Ichinose S., Funatsu Y., Otsuka K. Type II deformation twinning in yi7 martensite in a Cu-Al-Ni alloy //Acta Met. 1985. - V.33, №9. - P. 1613-1620.

207. Купорев А. Л., Хандрос Л. Г. Упругое двойникование в у7-фазе Cu-Al-Ni сплава // Физ. мет. и металловед. 1971. - Т.32, №6. - С. 1322-1326.

208. Brown L. С. Pseudoelasticity in (3 Cu-Al-Ni alloys at temperatures below Ms. // Metall. Trans. 1975. - V.6, №5. - P. 1124-1126.

209. Sakamoto H., Otsuka K., Shimizu K. Rubber-like behavior in Cu-Al-Ni alloy // Scr.

210. Met. 1977. - V. 11, №7. - P.607-611.

211. Sacamoto H, Kijima Y., Shimizu K. Twinning pseudoelasticity caused by cyclic stress in a single crystal Cu-Al-Ni alloy // Scr. Met. -1981. V. 15, №3. - P.281-285.

212. Василенко А.Ю., Панченко С.П. Двойниковая псевдоупругость в состаренном мартенсите сплава Cu-Al-Ni.// Материалы I Всесоюзной конференции "Эффекты памяти формы и сверхэластичности и их применение в медицине. -Томск, 1989.-С. 176.

213. Василенко А.Ю., Панченко С.П. Псевдоупругость состаренного мартен-ситного сплава Cu-Al-Ni и сопутствующие ей явления // Материалы с эффектом памяти формы и их применение. Материалы семинара. Новгород-Ленинград, 1989. - С.83-85.

214. Лободюк В. А., Хандрос Л. Г. Форма мартенситных кристаллов и ориентировка межфазных границ в сплавах медь-алюминий-никель и медь-алюминий-марганец // Физ. мет. и металловед. -1961. №13. - С. 147-156.

215. Патент РФ №1457433,М.Кл.4 C22F 1/08,1/00 Способ обработки монокристаллических изделий из сплавов /А.Ю. Василенко В.И. Кандыбин, А.Т. Ко-силов, С.П. Панченко. 4 с.

216. Василенко А.Ю., Панченко С;П. Взаимодействие двойникования с вакансиями и выделениями в мартенситных монокристаллах сплава Cu-Al-Ni // Влияние дислокационной структуры на свойства металлов и сплавов. Тула, 1991.-С.41-45.

217. Василенко А. Ю., Косилов А. Т., Скурихин A. E. Влияние старения на псевдоупругое двойникование в мартенситных монокристаллах Cu-Al-Ni // Материаловедение. 2000. - № 7. - С. 24-28.

218. Василенко А.Ю., Скурихин А.Е., Косилов А.Т. Структурная релаксация при обратимом двойниковании монокристаллов Cu-Al-Ni // Вестник Воронежского государственного технического университета. Серия "Материаловедение". Вып.1.2. 1997. -С.18-20.

219. Christian J. W. Deformation by moving interfaces // Met. Trans. A. 1982. -V. A13, №4. P. 509-558.

220. Косилов А. Т., Полнер F. Л., Вагина Г. И. Влияние внешних напряжений и фазовых переходов на псевдоупругие свойства yiy- фазы монокристаллов Cu-Al-Ni // Физ. мет. и металловед. 1991. - №12. - С. 144-147.

221. Marukawa К., Tsuchiya К. Short-range ordering as the cause of rubber-like behavior in alloy martensites II Scr. Met. Mater. 1995. - V.32, №1. - P. 77-82.

222. Василенко А. Ю., Косилов А. Т., Скурихин A. E. Кристаллическая структура и механизм псевдоупругого дройникования мартенсита в сплаве Cu-Al-Ni // Материаловедение. 2000. - №5. - С. 24-27.

223. Липсон Г., Стипл Г. Интерпретация порошковых рентгенограмм. М.: Мир, 1972. - 384 с.

224. Tadaki T., Hamada Sh., Shimizu К. Crystal structure and internal defects of thermoe-lastic martensite in a Ag-47at%Cd alloy // Trans. JIM. 1977. - V.18, №3. - P. 135-143.

225. Косилов А.Т., Василенко А.Ю., Кандыбин В.И. Перспективы производства и применения сплава Cu-Al-Ni // Материалы с эффектом памяти формы и их применение. Материалы семинара. Новгород-Ленинград, 1989. - С.238-239.

226. Василенко А.Ю., Ельчанинов Е.А., Панченко С.П., Чичерин С.И. Применение монокристаллов сплава Cu-Al-Ni в ортодонтической стоматологии.// Материалы с эффектом памяти формы и их применение. Материалы семинара. Новгород-Ленинград, 1989. - С. 182-183.

227. А. с. СССР №1553099 А1,МКИ5 А61С 7/00. Ортодонтическое устройство / А.Ю. Василенко, С.П. Панченко, Е.А. Ельчанинов, С.И. Чичерин. 3 е.: ил.

228. Сплавы с памятью формы в медицине / Гюнтер В. Э., Котенко В. В., Мир-газизов М. 3. и др. Томск: Изд-во Том. ун-та, 1986. - 208 с.

229. Guenin G., Gaudez Ph. About the use of shape memory alloys in actuators // Third ICIM/ECSSM '96. Lyon, 1996. - P. 493 - 498.

230. Пономарев С. Д., Андреева Л. Е. Расчет упругих элементов машин и приборов. М.: Машиностроение, 1980. - 326 с.

231. А. с. СССР №1530483 AI, М.Кл.4 ВЗОВ 13/00, 15/34. Термический пресс / А.Ю. Василенко, А.Т. Косилов, В.И. Кандыбин. 2 е.: ил.

232. Патент РФ №2028507, МКИ6 F03G 7/06. Привод / А.Ю. Василенко, В.И. Кандыбин, А.Т. Косилов, В.Г. Паршин. 6 е.: ил.

233. Силовые элементы монокристаллические из никель-алюминиевой бронзы. Технические условия. ЦСКЛ.715111.008 ТУ-ЛУ. Срок действия с 01.01.1999 г. по 01.01.2004 г. 1998 г.

234. А. с. СССР №983500, М.Кл.З G01N 3/04. Устройство для закрепления микрообразцов / А.И. Аверьянов, В.М. Казанский, А.Ю. Василенко, Н.П. Петрова. 3 е.: ил.