CC BY
25
-Ф-
■Ф-
_ МЕТАЛЛУРГИЯ ГРАНУЛ. _
КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ
Научный редактор раздела докт. техн. наук, профессор Г. С. Гарибов
УДК 669.295: 620.18
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ ПОРОШКОВОГО ГИДРИДНО-КАЛЬЦИЕВОГО НИКЕЛИДА ТИТАНА ПРИ РОТАЦИОННОЙ КОВКЕ
А.В. Касимцев1,2, докт. техн. наук, Г.В. Маркова2, докт. техн. наук, А.В. Шуйцев2, Т.А. Свиридова3, канд. физ.-матем. наук, С.С. Володько2
Приведены результаты исследования механических и функциональных свойств порошкового гидридно-кальциевого интерметаллида TiNi после вакуумного спекания и последующей пластической деформации ротационной ковкой. Показано влияние температуры деформации на характеристики зеренной структуры порошкового никелида титана. Гидридно-кальциевый TiNi характеризуется фазовой стабильностью после высокотемпературных режимов термомеханической обработки.
Ключевые слова: TiNi; гидридно-кальциевые порошки; мартенситное превращение; внутреннее трение; эффект памяти формы.
Change of a Structure and Properties of Metallothermically Reduced Powder TiNi after Rotary Forging. A.V. Kasimtsev, G.V. Markova, A.V. Shuitsev, T.A. Sviridova, S.S. Volodko.
The results of studies on mechanical and functional properties of powder TiNi in-termetallics made by metallothermic synthesis (calcium hydrid technique) after vacuum sintering and plastic deformation (rotary forging) are presented. The effect of a deformation temperature on grain structure characteristics of powder TiNi is shown. TiNi in-termetallics made by the calcium hydride technique offers phase stability under various thermomechanical treatment conditions.
Key words: TiNi; powders made by the calcium hydride technique; martensite deformation; internal friction; shape memory effect.
Введение
Создание устройств и приборов нового поколения требует более активного использования материалов с эффектом памяти формы (ЭПФ) с заданным уровнем функциональных и механических свойств. Наиболее перспективными с этой точки зрения являют-
1 ООО «Метсинтез», г. Тула, [email protected]
2 ФГБОУ ВО «Тульский государственный университет», г. Тула, а!ех^и2008@гатЫег.г
3 ФГАОУ ВО «НИТУ «МИСиС», г. Москва.
ся сплавы на основе интерметаллического соединения "ПМ. Помимо ЭПФ никелид титана обладает высокой демпфирующей способностью, свехупругостью, антикоррозионными свойствами в сочетании с высоким уровнем механических характеристик.
В основе всех функциональных свойств в прецизионных сплавах "ЛЫ лежит обратимое термоупругое мартенситное превращение (МП). Известно, что температура МП и даже схема его реализации крайне чувствительны к составу сплава [1-4].
-Ф-
-Ф-
100
и
я &
50
-50
-100
\
/ V
♦
■ А
т
■ с
___________с X........ о о
▼ 1- А
....... »....... * т ♦
и
■
о <
™ ч
л о
□ В2-В19'
■ В2-11
Я Ы-В19'
[5]
М
[7] >
[8]
отжиг/старение
[10] — закалка
[11] — отжиг/ старение
[13]
[14]
[15]
отжиг/старение
[16] J
[18][П]}3 [19] — отжиг/старение [20]
7 [21] > закалка [22] |
48
49
50 51 №, % аг.
52
Рис. 1. Температуры МП, полученные разными авторами на сплавах ТЁШ разного состава [5—22]
На рис. 1 обобщены полученные в последние годы данные разных авторов [5-22] о концентрационно-температурном положении точек мартенситных превращений в сплавах Т!Ы! вблизи эквиатомного состава. Как видно, разброс данных весьма велик, что приводит к нестабильности функциональных свойств при промышленном производстве сплава и снижению эффективности его применения. Сложилось мнение, что основной причиной большого разброса точек мартен-ситного превращения (МП) являются различия в технологических режимах приготовления слитков и полуфабрикатов (прутки, лист, проволока и т.д.). Исходная неоднородность литой структуры полностью не устраняется даже после длительных гомогенизационных отжигов и частично наследуется на стадии пластической деформации.
Известно, что основными способами получения интерметаллидов титана и никелида титана, в частности, являются литейные методы, а именно вакуумно-дуговая и вакуум-но-индукционная плавки [23]. При этом свойства слитков разных плавок могут значительно отличаться по составу и, значит, по критическим температурам мартенситного превращения. В связи с этим возникает необходимость в тестировании каждого куска
слитка, что практически невозможно при серийном производстве [24].
Анализ структуры литых слитков показал, что помимо основной фазы - р-твердого раствора, в слитках всегда присутствуют посторонние фазы (Т^Ы!, Т!Ы!з и др.), общее содержание которых непостоянно и составляет, как правило, от 5 до 20% мас. [24-26]. Образование этих фаз связано с процессами ликвации при кристаллизации слитка, которые невозможно подавить особенно в слитках большой массы. Вероятно, что методом литья невозможно получить даже небольшие слитки сплава Т!Ы!, в структуре которых отсутствовали бы посторонние фазы, а содержание фазы Т!Ы! (В2 или В2 + В19'/В2 + В19' + Я) приближалось к 100 %.
Отмечено негативное влияние посторонних фаз, особенно фазы Т^Ы!, на пластичность и функциональные свойства сплавов на основе соединения Т!Ы! [4, 26]. В связи с этим весьма актуальной представляется разработка технологий, позволяющих получать сплавы с содержанием основной фазы Т!Ы!, близкой к 100%, и изучение свойств таких сплавов. Возможно, что отсутствие посторонних фаз в сплаве Т!Ы! сузит разброс функциональных свойств и повысит механические характеристики.
Одним из методов, позволяющим получать порошки различных интерметаллидов и Т!Ы!, в частности, является металлотермический (гидридно-кальциевый) синтез [27]. Установлено [28], что в ходе синтеза по реакции
Т!02 + Ы! + 2СаН2 ^ Т!Ы! + 2СаО + 2Н2 (1)
возможно получить порошковый интерме-таллид Т!Ы!, содержащий 100% фазы Т!Ы! (В2 + В19) и относительно низкое количество примесей. Последующие процессы консолидации порошкового материала (прессование + спекание) позволяют получать компактный материал, имеющий однородную структуру, состоящую из фаз одного состава (В2, Я и В19'), а также химический состав по основным элементам (Т!, Ы!) и газообразующим примесям (0, Ы, С, Н), соответствующий требованиям ТУ 1-809-394-84 на литой сплав ТН-1. Спеченный материал обладает высокими прочностными свойствами, но проявляет
МЕТАЛЛУРГИЯ ГРАНУЛ. КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ
низкую пластичность, что вызвано крупно-зернистостью структуры и наличием остаточной пористости [29-31].
Цель настоящей работы - исследование изменения структуры и свойств гидрид-но- кальциевого порошкового никелида титана при деформации ротационной ковкой при различных температурах.
Материалы и методики
Объектами исследования служили деформированные ротационной ковкой при 600, 900 и 1000 °С прутки порошкового никелида титана диаметром 7-8 мм. Химический состав исходного порошка TiNi соответствовал составу сплава ТН1 согласно ТУ 1-809-394-84 (табл. 1). Прессование заготовок под деформацию проводили на гидростатическом прессе холодного прессования CIP 62330 фирмы Avure Technologies (США) с рабочим давлением 200 МПа. Спекание выполняли в шахтной электропечи сопротивления СШВ-1.2,5/25 И1 при температуре 1250 °С и вакууме 5 • 10-5 мм рт. ст. Полученные заготовки имели размеры: диаметр 15 мм, длина 200-220 мм, плотность составляла 98-99 %. Ротационную ковку проводили со степенью деформации 53-56 %.
Исследование структуры проводили на оптическом микроскопе Axio Observer D1m фирмы Ziess при увеличениях от *50 до s 1500 в светлом поле. Для выявления структуры использовали травители следующего состава: 1HF:15HNO3:5H2O; 2HF:1HNO3:17H2O и 1 HF:4HNO3:5H2O. Средний размер зерна определяли методом секущих вдоль направления деформации в случайно выбранных полях зрения.
Фазовый состав образцов исследовали на автоматизированном дифрактометре ДРОН 3 с использованием монохроматического СиКа излучения с длиной волны X = 1,54178 А. Съемку проводили по точкам (в режиме шагового сканирования) в интервале углов 29 = 10-100°, шаг съемки 0,1 экспозиция на точку съемки 4 с.
Измерение механических свойств осуществляли на разрывной машине !пз1гоп 5581. Испытания на растяжение проводили по ГОСТ 1497-84 на стандартных образцах.
Измерение микротвердости проводили по ГОСТ 9450-76, объем каждой выборки составлял 50 измерений.
Измерение упругих и неупругих характеристик образцов порошкового сплава Т1Ы1 выполняли на полуавтоматической низкочастотной установке внутреннего трения РКМ-ТПИ [32]. Измерения проводили в режиме свободно-затухающих колебаний в области температур от -150 до 600 °С со скоростью нагрева/охлаждения - 1 °С при частоте -1,5 Гц и амплитуде деформации 5 • 10-5. Образцы для измерений внутреннего трения (ВТ) и памяти формы получали электроэрозионным резанием из деформированного прутка, они имели квадратное сечение со стороной 1 мм и длину 55 мм.
Характеристики формовосстановления при деформации кручением определяли на установке, разработанной на кафедре ФММ ТулГУ [33]. Деформацию образца кручением упр рассчитывали по формуле:
1= Ж//100%, (2)
где г - приведенный радиус образца, мм;
Ф - угол закручивания образца, рад;
I- рабочая длина образца, мм.
Таблица 1
Химический состав исходного гидридно-кальциевого порошка
Основные элементы, % мас.
Материал Ni Ti Fe C Ca O N
Сплав ТН1 ТУ 1-809-394-84 Спеченная заготовка TiNi 53,5-56,5 55,5 Основа Основа <0,3 0,1 <0,1 0,05 0,13 <0,2 0,09 <0,05 0,012
Примеси, % мас.
Мк
М
Ан
н ^н Температура
Ак
Тдеф
Рис. 2. Схема методики определения характеристик формовосстановления по зависимости у(Т). Ошибка метода определения характеристик ЭПФ не превышает 5 %
Наведение предварительной деформации осуществляли в аустенитном состоянии при упр = 1 и 1,5%. По результатам измерений строили график зависимости у(Т) (рис. 2), при помощи которого определяли характеристики формовосстановления: упругая уупр, восстановленная ув (у'в) и невосстановленная ун ()
деформации при прямом (обратном) превращении в интервале температур Мн - Мк (Ан - Ак); степень формовосстановления
К=
Те
100 % при прямом и К ■
У
У в + Ун
при обратном превращениях.
у в + тн
100 %
¡11 ■*■ ■
/• л , . „ _
. л »
.V.-* • >.>.;/'Ч.,.
л» * 4 •
•¡V .
• .4 •
о *
50 цш I--—I
., /у
• :• .к •
г
. *■"-'■ -у;
.....- . -с. °
....
ЩщШ рЖ
■ : ■'-'•'•. -о " ,20 цш
■ .. • • .'• . • . .•.•• I-1
Рис. 3. Микроструктура порошкового гидридно-кальциевого ТШ в исходном состоянии после спекания (а) и после деформации ротационной ковкой при 1000 (б), 900 (в) и 600 °С (г) (вдоль направления де формации)
Таблица 2 Результаты количественного металлографического анализа
Образец Средний размер, мкм
Т!Ы! 6-108, спекание 1250 °С Т!Ы! 6-108, ротационная ковка (вдоль ковки) 1000°С Т!Ы! 6-108, то же 900 °С Т!Ы! 6-108, » 600 °С 92 ± 6,6 71 ± 7,2 38 ± 4,2 4 ± 0,8
Результаты и обсуждение
Спеченные из гидрид-но- кальциевых порошков Т!Ы! заготовки подвергли деформированию методом ротационной ковки при температурах 600, 900 и 1000°С.
На рис. 3 приведены структуры порошкового нике-лида титана в исходном (спеченном) и деформированном состояниях. Структура сплава состоит из зерен р-твер-дого раствора с некоторым количеством дисперсной фазы, представляющей собой, главным образом, включения нитрида титана, как показано в работе [30].
После спекания и высокотемпературной деформации структура р-фазы характеризуется полиэдрической формой зерен с большим количеством тройных стыков с углом разориентировки около 120°. При понижении температуры деформации до 600 °С наблюдается существенное измельчение зерна, что подтверждается результатами количественного металлографического анализа (табл. 2), границы
МЕТАЛЛУРГИЯ ГРАНУЛ. КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ
Таблица 3 Фазовый состав порошкового Т1Ы1 на разных технологических стадиях
Технологическая стадия Объемная доля фаз, %
В2 В19' Я
Исходный порошок ТМ 84 16 - -
Прессование и спекание 100 - - -
при 1250 °С в вакууме, 5 ч
Ротационная ковка 100 - - -
при 1000 °С
То же, при 900 °С 83 - 17 -
», при 600 °С 87 - - 13
3,020
1 3,015 •е
сч П
1 3'01° В
<и р.
I" 3,005
Исходный порошок
Ротационная ковка
8-с
3,000
Л 1 ■ 1 • 1 * ■
7 т
1250 1000 900 Спекание
600 г, °С
Рис. 4. Изменение параметра решетки В2-фазы порошкового Т/Ы/ при различных состояниях
зерен искривленные, однако их форма остается достаточно равноосной.
Основываясь на данных металлографического анализа можно предположить, что при ротационной ковке происходят процессы динамической рекристаллизации. Оценка величины температуры рекристаллизации по правилу Бочвара для сплавов показала, что рекристаллизация в порошковом Т1Ы1 должна начинаться при « 520 °С. Крупнозернистость структуры, равновесная форма зерен и спрямленные границы после высокотемпературной ковки соответствуют стадии собирательной рекристаллизации, а мелкозернистая неравновесная структура, сформированная после ковки при 600 °С отвечает, скорее, стадии первичной рекристаллизации. Полученные результаты соответствуют приведенным в литературе данным [34], согласно которым
деформация сплава ТН-1 выше 600 °С приводит к развитию процессов динамической рекристаллизации, а ниже 600 °С - динамической полигонизации.
Сплав после спекания и ковки при 1000 и 900 °С имеет структуру, состоящую из фаз одного состава - аустенит В2 или В2 + Я-мар-тенсит. После ковки при 600 °С в структуре сплава обнаруживается фаза ^N¡3, появление которой может быть обусловлено старением, вызванным пластической деформацией, как отмечено в случае для литого материала [34].
На рис . 4 показано изменение параметра решетки В2-фазы сплава при различных состояниях. Видно, что параметр решетки мало меняется при высокотемпературной деформации, однако деформация при 600 °С приводит к увеличению параметра а аустенит-ной В2-фазы, по-видимому, вследствие изменения концентрации никеля в В2-фазе при выделении частиц интерметаллида ^N¡3 [4, 35].
В целом фазовый состав исходного гид-ридно-кальциевого порошкового сплава и компактных прутков из него остается стабильным и соответствует области существования соединения а различные режимы термодеформационной обработки (спекание, нагрев + ковка)не приводят к появлению посторонних фаз, за исключением ковки при 600 °С, что характерно и для литого материала.
В табл. 4 приведены результаты измерения механических свойств образцов в сопоставлении с требования ТУ 1-809-253-80 на горячекатаные прутки из сплава ТН-1.
Из полученных данных следует, что порошковый гидридно-кальциевый сплав на основе интерметаллида обладает высокими характеристиками прочности (ств, ст0,2) как в спеченном, так и в деформированном состояниях. Тем не менее, необходимый уровень пластичности (8 > 10%) достигается только после деформации при 900 и 600 °С. Объясняется это, очевидно, формированием более мелкодисперсной структуры.
Функциональные свойства порошкового гидридно-кальциевого никелида титана были определены на образцах после спекания (рис. 5, а) и после деформации при 600 °С (рис. 5, б), обеспечивающей максимальную пластичность .
-Ф-
-Ф-
МЕТАЛЛУРГИЯ ГРАНУЛ. КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ
Таблица 4 Механические свойства порошкового деформированного сплава Т1Ы1
Технологическая стадия ств, МПа ст02, МПа 8, % Е, ГПа Микротвер -дость НУ
ТУ 1-809-253-80 Прессование и спекание при 1250 °С в вакууме, 5 ч Ротационная ковка при 1000 °С То же, при 900 °С », при 600 °С 539,4 980 1120 1390 820 294,2 480 890 600 480 >10 3,56 5,40 14,52 17,77 44,59 61,87 52,80 68,76 420 ± 15,7 391 ± 5,1 398 ± 5,3 295 ± 4,4
В интервале температур мартенситного превращения наблюдаются эффекты, связанные с мартенситной неупругостью - максимум внутреннего трения и формоизменение (эффект памяти формы). На температурных зависимостях внутреннего трения (ТЗВТ) спеченного и деформированного Т!Ы! обнаружены два максимума мартенситной природы, сопровождающиеся экстремальным снижением квадрата резонансной частоты f 2 при нагреве и охлаждении (см. рис. 5). Максимумы ТЗВТ связаны с протеканием в нике-лиде титана двух каскадов МП: В2-Я-В19' при охлаждении и В19'-Я-В2 при нагреве. Анализ результатов измерения ТЗВТ позволил установить температурный интервал мартенсит-
ной неупругости для исходного спеченного и деформированных образцов порошкового Т!Ы! (табл. 5).
Из данных, приведенных в табл. 5, видно, что наибольшим температурным интервалом проявления мартенситной неупругости при нагреве и охлаждении обладает спеченный образец Т!Ы!. Однако наибольшие диссипатив-ные свойства проявляет образец никелида титана, деформированный при 600 °С (рис. 5).
Измерение эффекта памяти формы проводили после предварительной деформации кручением (упр = 1 % для спеченного и 1,5 % для деформированного Т!Ы!) в аустенитном состоянии при температуре 60 °С. Кривые формоизменения при охлаждении и после-
-150 -100 -50
—о— Охлаждение
—о— Нагрев
-150 -100 -50
Температура, °С а
-0'2! -0,1
■е -0.0Й
-150 -100 -50 0 50 100 150 Температура, °С
б
Рис. 5. Результаты измерения функциональных свойств порошкового сплава ЛШ, после спекания (а) и деформации при 600 °С (б):
f2 - квадрат резонансной частоты; О 1 - внутреннее трение; ЭПФ - деформация у
МЕТАЛЛУРГИЯ ГРАНУЛ. КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ
Таблица 5
Температурные интервалы мартенситной неупругости по данным ВТ для порошкового сплава Т1Ы1
Состояние порошкового Т!Ы!
Температура, °С
Мн Мк Ан Ак АМ АА Ак - Мн Ан - М
40 -80 -60 50 120 110 10 20
30 -50 -10 50 80 60 20 40
После спекания Деформация 600 °С
Таблица 6 Характеристики ЭПФ порошкового Т1Ы1
Состояние порошкового Т!Ы! Деформация, % Степень формовосстановления, % Температура формовосстановления, °С
Упр Уупр Ув ув К К' Мн Мк Ан Ак АМ АА Ак-Мн Ан-Мк
После спекания Деформация 600 °С 1 1,5 0,31 1,17 0,26 0,33 0,26 0,33 32 100 100 100 25 15 -65 -60 -20 5 45 40 90 75 65 45 20 25 45 65
дующем нагреве приведены на рис. 5. Полученные из анализа зависимостей у(Т) характеристики формовосстановления представлены в табл. 6.
Сопоставление температур формирования пиков ВТ и начала/конца формовосстановления показало неплохую сходимость. Причиной некоторого несоответствия температур мартенситного превращения может являться разная величина деформации, приложенной при измерениях: измерения ТЗВТ проводили в амплитудно-независимой области деформации; измерения ЭПФ - после предварительной деформации упр = 1-1,5%.
Анализ данных, приведенных в табл. 5 и 6, показывает, что деформация при 600 °С приводит к существенному сужению температурного интервала прямого и обратного МП, определенного как методом ВТ, так и по фор-мовосстановлению образца. В то же время, температурный гистерезис прямого и обратного МП увеличивается, что соответствует более неравновесному состоянию сплава после деформации.
Выводы
1. Ротационная ковка при 600, 900 и 1000 °С спеченных из гидридно-кальциевых порошков Т!N! заготовок приводит к развитию процессов динамической первичной и собирательной рекристаллизации и измельчению зерна. Ковка при 600 °С способствует формированию мелкозернистой структуры (<<ср = 4 ± 0,8 мкм).
2. Порошковый гидридно-кальциевый сплав обладает стабильностью фазового состава в области существования соединения Т!Ы! после высокотемпературных режимов ротационной ковки.
3. Термомеханическая обработка при 600 и 900 °С обеспечивает комплекс механических свойств (ств, ст0 2, 8) выше требований ТУ 1-809-253-80.
4. Деформированный при 600 °С никелид титана проявляет высокую демпфирующую способность (Отах = 0,045) и 100%-ное восстановление формы (при упр = 1,5 %) в интервале температур мартенситного превращения.
5. Деформация при 600 °С приводит к сужению температурного интервала прямого и обратного МП и увеличению температурного гистерезиса.
к
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Пушин В.Г., Прокошкин С.Д., Валиев Р.З. и
др. Сплавы никелида титана с памятью формы. Ч. 1. - Екатеринбург: УрО РАН, 2006. - 439 с.
2. Хачин В.Н., Кондратьев В.В., Пушин В.Г. Ни-
келид титана. Структура и свойства. - М.: Наука, 1992. - 160 с.
3. Otsuka K., Ren X. Physical metallurgy of Ti-Ni-based shape memory alloys // Progress in Materials Science. 2005. № 50. P. 511-678.
4. Shape Memory Materials / Edited by Otsuka K., Wayman C.M. - Cambridge University Press, 1998. -284 p.
5. Chien C., Wu S.K., Chang S.H. Damping Characteristics of Ti50Ni50-xCux (x = 0 - 30 at. %) Shape memory Alloys at a Low Frequency // Materials. 2014. № 7. P. 4574-4586.
6. Miyazaki S., Otsuka K. Deformation and Transition Behavior Assosiated with the R- Phase in Ti-Ni Alloys // Metallurgical Transactions A. 1986. V. 17A. № 1. Р. 53-63.
7. Chang S.H., Wu S.K. Internal Friction of R-phase and B19' martensite in Equiatomic TiNi shape memory alloy under isothermal conditions // Journal of Alloys and Compounds. 2007. 437. P. 120-126.
8. Takeda K., Tobushi H., Miyamoto K., Pieczys-ka E.A. Superelastic Deformation of TiNi Shape Memory Alloy Subjected to Various Subloop Loadings // Materials Transactions. 2012. V. 53. № . 1. P. 217-223.
9. Лотков А.И., Кашин О.А., Гришков В.Н., Мейс-
нер Л.Л. Использование эффекта сверхэластичности при разработке внутрисосудистых медицинских имплантатов из сплава на основе никелида титана // Известия Томского политехнического университета. Химия и химические технологии. 2014. Т. 325. № 3. С. 122-129.
10. Кунцевич Т.Э., Пушин В.Г. Влияние термообработки на структуру и свойства быстрозакален-ных бинарных сплавов с эффектом памяти формы на основе Ti-Ni, обогащенных титаном // ФММ. 2007. Т. 104. № 2. С. 196-203.
11. Попов Н.Н., Коршунов А.И., Аушев А.А., Си-доркин М.Ю., Сысоева Т.И., Костылев И.В., Гусаров А.Е., Столяров В.В. Влияние наност-руктурирования и скорости наведения деформации на структурные и термомеханические характеристики сплава на основе никелида титана // ФММ. 2006. Т. 102. № 4. С. 460-466.
12. Пушин В.Г., Лотков А.И., Колобов Ю.Р., Валиев Р.З., Дударев Е.Ф., Куранова Н.Н., Дю-пин А.П., Гундарев Д.В., Бакач Г.П. О природе аномально высокой пластичности высокопрочных сплавов никелида титана с эффектом памяти формы. Исходная структура и механические свойства // ФММ. 2008. Т. 106. № 5. С. 537-547.
13. Киреева И.В., Чумляков Ю.И., Платонова Ю.Н. Влияние водорода на эффект памяти формы и
сверхэластичность в однофазных монокристаллах никелида титана // Письма в ЖТФ. 2015. Т. 41. № 6. С. 58-66.
14. Погребняк А.Д., Братушка С.Н., Береснев В.М., Levintant-Zayonts N. Эффект памяти формы и сверхэластичность сплавов никелида титана, имплантированных высокими дозами ионов // Успехи химии. 2013. № 82 (12). С. 1135-1159.
15. Asaoka T., Mitsuo A. Effect of Aluminum Ion Implantation on Shape Memory Properties of Titanium-Nickel Alloy // Materials Transactions, JIM. 2000. V. 41. № 6. Р. 739-744.
16. Es-Souni M., Es-Souni M., Brandies H.F. On the transformation behaviour, mechanical properties and biocompatibility of two NiTi-based shape memory alloys: NiTi42 and NiTi42Cu7 // Biomaterials. 2001. № 22.Р.2153-2161.
17. Чернавина А.А. Исследование термомеханических условий наведения и характеристик эффектов памяти формы в никелиде титана: автореф. дис. канд. техн. наук: 05.16.01. - М. 2010. - 25 с.
18. Пушин В.Г., Куранова Н.Н., Коуров Н.И., Валиев Р.З., Валиев Э.З., Макаров В.В., Пушин А.В., Уксусников А.Н. Бароупругие эффекты памяти формы в сплавах никелида титана, подвергнутых пластической деформации под высоким давлением // Журнал технической физики. 2012. Т. 82. № 8. С. 67-75.
19. Ильин А.А., Гозенко Н.Н., Скворцов В.И., Никитич А.С. Структурные изменения в сплавах на основе никелида титана при деформации и их влияние на характеристики восстановления формы // Известия вузов. Цветная металлургия. 1987. № 4. С. 88-93.
20. Инаекян К.Э. Исследование взаимосвязи структуры и функциональных свойств термомеханиче-ски обработанных сплавов с памятью формы на основе Ti-Ni: автореф. дис. канд. техн. наук: 05.16.01. - М. 2006. - 28 с.
21. Трубицына И.Б. Структурообразование и функциональные свойства сплавов Ti-Ni после интенсивной пластической деформации: автореф. дис. канд. техн. наук: 05.16.01. - М. 2005. - 28 с.
22. Андреев В.А. Разработка технологии производства и исследование функционально-механических свойств проволоки из сплава TiNi с эффектом памяти формы: автореф. дис. канд. техн. наук: 05.16.01. - Санкт-Петербург. 2008. - 28 с.
23. Окунев Ю.К., Рыбин В.В., Слепнев В.Н. Перспективы развития производства литых заготовок из сплавов титана и его интерметаллидов // Вопросы материаловедения. 2005. № 4 (44). С. 22-36.
24. Коллеров М.Ю., Александров А.В., Гусев Д.Е., Шаронов А.А. Влияние шихтового материала и метода выплавки на структуру и эффект запоминания формы слитков сплавов на основе никели-
МЕТАЛЛУРГИЯ ГРАНУЛ. КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ
да титана // Технология легких сплавов. 2012. № 2. С. 87-93.
25. Коллеров М.Ю., Ильин А.А., Полькин И.С., Файнброн А.С., Гусев Д.Е., Хачин С.В. Структурные аспекты технологии производства полуфабрикатов из сплавов на основе никелида титана // Металлы. 2007. № 5. С. 77-85.
26. Попов Н.Н., Сысоева Т.И., Прокошкин С.Д., Ларькин В.Ф., Ведерников И.И. Исследование механических свойств и реактивных напряжений сплавов с памятью формы системы Т!-М!-ЫЬ // Металлы. 2007. № 4. С. 62-70.
27. Касимцев А.В. Физико-химия и технология получения порошков интерметаллидов, тугоплавких соединений и композиционных материалов гидридно-кальциевым методом: автореф. дис. докт. техн. наук: 05.16.06. - М.: Национальный исследовательский технологический университет «МИСиС», 2010. - 44 с.
28. Касимцев А.В., Жигунов В.В. Фазовые и структурные превращения при получении порошков интерметаллидов // Известия вузов. Порошкова металлургия и функциональные покрытия. 2009. № 3. С. 5-12.
29. Шуйцев А.В. Структура и функциональные свойства интерметаллида Т!Ы!, полученного спеканием гидридно-кальциевых порошков: автореф. дис.
канд. техн. наук: 05.16.01. - М.: ФГУП «ЦНИИчер-мет им. И.П. Бардина», 2015. - 19 с.
30. Касимцев А.В., Маркова Г.В., Шуйцев А.В., Левинский Ю.В., Свиридова Т.А., Алпатов А.В.
Изменение структуры при консолидации гидрид-но- кальциевых порошков интерметаллида Т!Ы! // Металлург. 2014. № 11. С. 108-114.
31. Касимцев А.В., Маркова Г.В., Шуйцев А.В., Левинский Ю.В., Свиридова Т.А., Алпатов А.В. Порошковый гидридно-кальциевый интерме-таллид Т!Ы! // Известия вузов. Порошковая металлургия и функциональные покрытия. 2014. № 3. С.31-37.
32. Головин С.А., Архангельский С.И. Универсальный вакуумный релаксатор // Проблемы прочности. 1971. № 5. С. 120-124.
33. Пат. 92538 РФ, МПК8 001Ы 3/38. Устройство для измерения параметров восстановления формы в материалах / Архангельский С.И., Лабзова Л.В., Маркова Г.В., Чуканов И.В.
34. Коллеров М.Ю., Гусев Д.Е., Шаровой А.В., Александров А.В. Формирование структуры сплава ТН1 при деформации и термической обработке // Титан. 2010. № 3. С. 4-10.
35. Хачин, В.Н., Пушин В.Г., Кондратьев В.В. Ни-келид титана. Структура и свойства. - М.: Наука, 1992. - 160 с.
-Ф-
-Ф-
