CC BY
54
УДК 539.389.1, 539.4.015
Локализация деформации и особенности температурной зависимости предела текучести в монокристаллах на основе никелида титана
Н.С. Сурикова12, О.В. Евтушенко1, В.А. Павлюк2
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия 2 Томский государственный архитектурно-строительный университет, Томск, 634003, Россия
Исследована температурная зависимость напряжений предела текучести/мартенситного сдвига, кривых сжатия а(е) и механизмов пластической деформации в монокристаллах сплава Т№(Бе, Мо), ориентированных вдоль направления [001]. Показано, что инициированное напряжением мартенситное В2 ^ В19' превращение и механическое двойникование в В2-фазе являются основными микромеханизмами деформации во всем исследованном интервале температур (300-773 К). Переход к локальному действию этих механизмов на мезоуровне деформации при Т > Мй приводит к изменению наклона кривых а0Л(Г) при сжатии.
Ключевые слова: механические испытания, структурные исследования, мартенситные превращения, двойникование, локализация деформации
Strain localization and peculiarities of the temperature dependence of yield stress in TiNi-based single crystals
N.S. Surikova12, O.V. Evtushenko1 and V.A. Pavlyuk2
1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634021, Russia
2 Tomsk State University of Architecture and Building, Tomsk, 634003, Russia
The temperature dependence of yield stress or stress of martensite shear, compression curves a(e) and mechanisms of plastic deformation in [001] oriented TiNi(Fe, Mo) single crystals was studied. It is shown that stress-induced B2 ^ B19' martensite transformation and mechanical twinning in the B2 phase are the basic micromechanisms of deformation over the entire temperature range studied (300773 K). With T > Md, the transition to mesoscopic localization of these mechanisms occurs thus changing the slope of the g0J(T) curves. Keywords: mechanical tests, structure examination, martensite transformations, twinning, strain localization
1. Введение
В работах [1, 2] показано, что в монокристаллах никелида титана с «мягкими» ориентациями (вблизи полюсов (111) и (112^) пластическая деформация высокотемпературной В2-фазы при Т > М& осуществляется дислокационным скольжением по системам (001^ {110} и (001^ {100} (М& — температура, при которой напряжение мартенситного сдвига становится равным пределу текучести В2-фазы, или температура начала пластического течения В2-фазы). При таком скольжении полюс [001] в монокристалле становится особым вследствие равенства нулю здесь факторов Шмида. В других В2-интерметаллидах, не испытывающих мартенситных превращений, в этой ориентации наблюдаются меха-
низмы деформации, отличные от других ориентаций, — скольжение сверхдислокациями 2ха/2^111^, как в БеА1 [3], скольжение дислокациями с вектором Бюргерса Ь = =а щ, как в ЖА1 выше 600 К [4], или сбросообра-зование, как в NiAl и СоТ1, при температурах близких к комнатной [5, 6]. В никелиде титана, кроме дислокационного скольжения, существуют другие механизмы деформации, которые обеспечивают этому материалу самую высокую среди В2-интерметаллидов пластичность, — это мартенситное превращение, инициированное напряжением, и уникальное двойникование в упорядоченной В2-фазе. Данная работа посвящена исследованию и анализу температурной зависимости напряжений предела текучести/мартенситного сдвига, кривых
© Сурикова Н.С., Евтушенко О.В., Павлюк В.А., 2009
сжатия ст(е) и механизмов пластической деформации в монокристаллах сплавов на основе никелида титана с ориентацией [001] в температурном интервале 300773 К.
Экспериментальные исследования проводили на монокристаллах сплавов Т1№(Бе, Мо) с точками мартен-ситных превращений, установленными по кривым температурной зависимости электросопротивления, Мн = = 237 К, Мк= 216 К, Ан = 238 К и Ак = 273 К — для сплава I и Мн = 266 К, Мк = 249 К, Ан = 271 К и Ак = = 299 К для сплава II (Мн, Мк — температуры начала и конца прямого В2 ^ В19' мартенситного превращения соответственно, а А н, Ак — температуры начала и конца обратного В19' ^ В2 мартенситного превращения). Выбор сплавов обусловлен тем, что они широко используются в технике и медицине. После выращивания кристаллы гомогенизировали при Т = 1233 К в течение 20 ч в атмосфере гелия с последующей закалкой в ледяную воду. После закалки образцы монокристаллов при комнатной температуре имели В2-структуру с кристаллической решеткой типа СsCl и содержали небольшое (< 5 %) количество крупных частиц на основе карбидов и окислов титана. Ориентацию исследуемых монокристаллов определяли специальной методикой на рентгеновской установке ДРОН-3 с использованием медного излучения СиКа и стандартных стереографических проекций. Ось сжатия образцов отклонена от полюса [001] на - 7° и приведена в стандартном стереографическом треугольнике на рис. 1. Образцы для сжатия вырезали в форме параллелепипедов размером 2.5х2.5х5 мм3 для сплава I и размером 4х4х9 мм3 для сплава II. Эксперименты по сжатию кристаллов проводили на универсальной испытательной машине ¡ш^оп-1185 и специальной установке типа «Поляни» со скоростью 10-4 с-1. Двухследовой поверхностный анализ на деформированных кристаллах выполняли на оптическом микроскопе №ор^1-21. При этом измеряли углы между следами деформации и направлением оси сжатия на двух смежных поверхностях образца. Тонкую структуру образцов после деформации исследовали методом фольг на просвет на электронном микроскопе ЭМ-125 с системой наклона образцов на углы ±60° при ускоряющем напряжении 125 кВ. Фольги для электронно-микроскопических исследований готовили методом струйной полировки на приборе ПТФ в 20%-м растворе серной кислоты в метаноле при напряжении на электродах 60 В.
2. Результаты и их обсуждение
На рис.1 приведены кривые температурной зависимости предела текучести ст01 и напряжений мартенситного сдвига стм, полученные на [001]-монокристаллах сплава I при растяжении (кривая I) и сжатии (кривая 2), которые, как и в поликристаллах Т1№, имеют три стадии
[7]. На первой стадии, в интервале температур 77 К -М8, кривая стм(Г) характеризует температурную зависимость критических напряжений для движения меж-фазных и междоменных границ. Вторая стадия — интервал температур М8 - Ма — связана с мартенситным В2 ^ В19' превращением, инициируемым внешним напряжением, приложенным к образцу. Напряжения мар-тенситного сдвига на этой стадии подчиняются уравнению Клайперона-Клаузиуса, т.е. увеличиваются пропорционально повышению температуры относительно М8. При температуре Ма они становятся равны пределу текучести ст0Л В2-фазы. Третья стадия, включающая область температур Ма - 773 К, связана с пластической деформацией высокотемпературной В2-фазы.
Для выяснения природы изменения температурной зависимости напряжения ст01 при сжатии на второй и третьей стадиях и роли механического двойникования в процессах пластической деформации В2-фазы необходимо рассмотреть механизмы деформации на каждой из этих стадий. Исследование механизмов пластической деформации В2-фазы в температурном интервале мар-тенситного превращения М8 - Ма, инициированного напряжением, проводили на монокристаллах сплава II, а при температурах выше Ма—на монокристаллах сплава I.
Кривые сжатия [001]-кристаллов сплава II в интервале мартенситного превращения, инициированного напряжением, с разгрузкой и последующим нагревом деформированных образцов до температуры кипения воды (373 К) приведены на рис. 2. Из диаграммы нагружения при Т = 293 К (М8 < Т < А() видно (рис. 2, а), что в
200 400 600 800
т, к
Рис. 1. Температурная зависимость предела текучести/напряжений мартенситного сдвига в монокристаллах Т№(Бе, Мо). Растяжение (1) и сжатие (2) кристаллов с ориентацией [001], сжатие кристаллов с ориентацией [111] (3)
Деформация, %
13579 11 13 13579
Рис. 2. Кривые сжатия [001]-кристаллов Т1№(Ре, Мо) в интервале мартенситного превращения, инициированного напряжением, с разгрузкой и нагревом деформированных образцов до температуры 100 °С. Пунктирными линиями показан возврат деформации после нагрева образцов
первых двух циклах «нагрузка - разгрузка - нагрев» мартенситная деформация, возникающая в монокристалле под напряжением, полностью возвращается при разгрузке (е£э) и последующем нагреве деформированных образцов выше температуры (£эггф), т.е. на-
блюдается проявление эффекта памяти формы. Общая обратимая неупругая деформация ео6р = еСр + £эпф составляет примерно 4 %, что хорошо совпадает с расчетами деформации кристаллической решетки в процессе мартенситного В2 ^В19' превращения в монокристаллах никелида титана в направлении [001] при сжатии (4.2 %) [8]. (Способ определения величин еСр , еЭпФ и остаточной необратимой деформации епл показан на рис. 2, а на примере цикла V.) Следовательно, в конце второго цикла нагружения весь исходный кристалл В2-фазы полностью переходит в монокристалл мартенсита В19'. После дальнейшей деформации, уже в мар-тенситной фазе (III, IV и V цикл нагружения, разгрузки и последующего нагрева), в образцах появляется необратимая пластическая деформация епл - 0.2, 2.0 и 5.3 % соответственно (табл. 1). Из таблицы, где приведены
Таблица 1
Величины деформаций, определяемых на рис. 2, а
Деформация
Величина деформации в зависимости от номера цикла «нагрузка - разгрузка - нагрев», %
I II III IV V
ео6щ 3.7 6.1 7.1 9.2 13.4
ео6р еСЭ 1.2 1.6 1.7 1 1
ео6Р ьэпф 1 2.1 2.3 2.8 2.7
еш 0 0 0.2 2.0 5.3
значения определяемых в каждом цикле деформаций, видно, что обратимая деформация еобр уменьшается примерно пропорционально величине (1 - епл), которая характеризует уменьшение объема кристалла, неохваченного пластической деформацией (здесь епл— суммарная деформация, которая складывается из пластической деформации текущего и предшествующих циклов). Это свидетельствует о том, что дефекты, ответственные за пластическую деформацию, сформировались под нагрузкой, а не в результате нагрузки-раз-грузки-нагрева, потому что не обладают упругим возвратом, т.е. не выдают дополнительную (к еобр) обратимую деформацию при разгрузке и нагреве.
При температуре Т = 323 К, которая находится выше температуры обратного мартенситного В19' ^ В2 превращения Ар, в закаленных [001]-монокристал-лах Т1№(Ре, Мо), также как в [001]-кристаллах Т1-50.8 ат. % N1 [9], при сжатии наблюдается эффект сверхэластичности (рис. 2, б), который отсутствует в других исследованных ориентациях кристаллов. Мартенситная фаза, формирующаяся под нагрузкой в НИ циклах деформации и обеспечивающая неупругую деформацию, полностью возвращается в процессе разгрузки, поскольку ее существование при указанной температуре термодинамически невыгодно. Максимальная обратимая деформация также составляет -4 %. При переходе на четвертую стадию (цикл IV) и увеличении деформации кристаллов до еобр = 10 % после разгрузки и нагрева деформированных образцов появляется остаточная деформация епл - 2 %.
Металлографический двухследовой анализ поверхности деформированных кристаллов, проведенный сра-
Рис. 3. Металлографическая картина следов деформации на поверхности кристаллов Ті№(Ре, Мо) с ориентацией [001]. Т = 293 К, єш ~ 5.3 %. Стрелкой указано направление оси сжатия. Область в окрестности А приведена в правом верхнем углу рисунка с большим увеличением (а); Т = = 323 К. єпл ~ 2 % (б)
зу после разгрузки, показал наличие ступенчатой полосовой структуры (рис. 3) с плоскостями ступенек, параллельными плоскости (113) В2-фазы, как при Т = 293 К, так и при 323 К. Ширина ступенек составляет несколько десятков микрометров.
При электронно-микроскопическом исследовании тонких фольг, вырезанных сразу после разгрузки перпендикулярно оси сжатия из кристаллов, деформированных при Т = 293 К, было обнаружено два типа кристаллических областей со структурой В2-фазы, по-разному ориентированных относительно плоскости фольги. Во-первых, это области кристалла с осью зоны [001]В2, сохранившие после деформации свою исходную ориентацию. Очевидно, что это области материала, испытавшие прямое плюс обратное мартенситное В2 ^ ^ В19' ^ В2 превращение с протеканием обратного превращения по пути «строго назад» и обеспечившие обратимую деформацию после разгрузки и нагрева деформированных кристаллов выше Ар (нагрев выше Ар = 299 К мог происходить во время приготовления фольг). Во-вторых, области с осью зоны [ 111]в2, параллельной плоскости фольги, которые после деформации переориентировались на угол - 54° и являются крупными (113)- двойниками В2-фазы.
Исследования тонкой структуры показали, что в областях кристалла с осью зоны [001], параллельной плоскости фольги, наблюдаются, во-первых, мелкие (шириной - 0.2 мкм) {113}-двойники В2-фазы с остаточным мартенситом В19'(рис. 4). Решетка двойника при этом переориентирована относительно окружающего его объема на угол - 54° вокруг общего направления [110] (рис. 4, б, в), что характерно для двойников этого типа [10]. При этом выполняется ориентационное соотношение: ось [001]-зоны матрицы параллельна оси [111]-зоны {113}в2-двойника деформации В2-фазы.
Во-вторых, кроме указанных двойников в матрице, наблюдаются многочисленные полосы скольжения с плоскостями, параллельными плоскостям типа {110} и {001} В2-фазы. На рис. 5, а приведены одна система полос скольжения, параллельная плоскостям (011), и длинные прямые дислокации, лежащие в плоскости (001). Проведенный g • Ь-анализ показал, что все дислокации имеют вектор Бюргерса Ь = а[100], так как для них выполняется условие погасания: g • Ь = 0 при g = = [020]. При анализе дифракционной картины (рис. 5, б) установлено, что в объеме матрицы присутствуют остаточные нескомпенсированные упругие напряжения сжатия, которые вызывают большие радиаль-
&
[а]
0.4 мкм I------------------1
Рис. 4. Двойники деформации В2-фазы с плоскостями габитуса, параллельными {113}В2-плоскостям в областях матрицы, епл - 5.3 %. темнопольное изображение в совместном рефлексе двойника [011] и мартенсита [002]ві9 (а); дифракционная картина от двойников и матрицы (б); схема микродифракции: черные кружки — рефлексы (001)-зоны матрицы, белые кружки — рефлексы (111)-зоны двойника, крестики — рефлексы в (011)-зоне мартенсита В19' (в)
Рис. 5. Полосы дислокационного скольжения в матрице, епл- 2 % (а); микродифракция с данного участка, ось зоны (001)32(6)
ные расщепления дифракционных максимумов в (001)-зоне. Величина расщепления достигает значений, соответствующих упругой деформации решетки еудр = = Дd/d = 3.5 % и значению локальных внутренних напряжений стлок = Ее^ = Е/30. Здесь Е — модуль Юнга.
В зонах крупных (113)-двойниковВ2-фазы (рис. 3) также наблюдаются полосы скольжения, но основным дефектом субструктуры являются расположенные параллельно (114)-двойники В2-фазы шириной 3-4 мкм. Пример такого двойника приведен на рис. 6, а. Совместная микродифракционная картина, полученная от двойника и окружающего его объема показывает (рис. 6, б, в), что между решетками (114)- и (113)-двойников существуют определенные ориентационные соотношения: плоскость (111)(113) параллельна (110)(114). Угол разориентации между объемом (113)-двойника и поло-
сой при этом составляет ~35° и близок к углу переориентации кристаллической решетки в процессе двойнико-вания по плоскостям {114}в2 (а114= 38.91°) [10], а сама переориентация происходит вокруг общего направления [110]. Дифракционная картина показывает также, что в области {114} -двойника присутствует остаточный мартенсит. Съемка в темном поле в рефлексе (114)-двойника при разных наклонах фольги и анализ движения контуров экстинкции позволили установить, что в двойнике существует высокодефектная субструктура с высокой кривизной кристаллической решетки [11], достигающей значений = Дфsm в Дг = 17° мкм-1 (Дф — интервал углов наклона фольги в гониометре, соответствующий величине смещения контура экстинкции Дг, а Р — угол между проекцией оси наклона гониометра и вектором действующего отражения). Оценка величины локальных внутренних напряжений по измеренной кривизне решетки [11] дает значение
°лок = Е14°.
С увеличением степени деформации кристаллов при Т = 293 К наблюдается множественное двойникование преимущественно по плоскостям типа {113} В2-фазы.
В фольгах, приготовленных из кристаллов, деформированных на IV стадии при Т = 323 К, кроме {113}-двойников В2-фазы, наблюдались широкие зоны сдвой-никованного по плоскостям (100) мартенсита В19' (рис. 7).
Приведенные выше результаты свидетельствуют о том, что при сжатии в температурном интервале Мн -Ма, механическое двойникование с образованием {113}-и {114}-двойников В2-фазы, наряду с составным (100)-двойникованием мартенсита, является важным механизмом пластической деформации монокристаллов исследуемого сплава с ориентацией [001]. Двойники В2-фазы формируются в процессе пластической деформации из мартенситной фазы В19'. Механизмы, описывающие двойникование в В2-фазе как результат прямого плюс обратного В2 ^ В19' ^ В2 мартенситного превращения, протекающего в полях напряжений, предложены в работах [12-15], и полученные здесь экспериментальные данные являются их хорошим подтверждением.
Рис. 6. Двойники деформации с плоскостями (1 14)в2, наблюдающиеся в зонах (113)-двойникования в монокристаллах Т1№(Бе, Мо) с осью сжатия вдоль [001] при ~ 2 %. Темнопольное изображение в рефлексе двойника (114) (а), совместная микродифракция, (111)-зона (113)-двойника параллельна (111)-зоне (114)-двойника и зоне (321) мартенсита В19' (6); схема микродифракции (в)
\ ф
\
\
• \_
023
О - рефлексы в зоне [1 32]в19
• - рефлексы в зоне [Тз2]В19
* - рефлексы в зоне [121]в19
Рис. 7. Пачка составных двойников мартенсита В19' с плоскостями двойникования (100В19<): а — светлое поле, 6 — микродифракция, в — схема микродифракции
Изучение механизмов деформации кристаллов Т1№(Ре, Мо) с осью деформации параллельной направлению [001] при температурах выше МА (Т = 373-773 К) показало, что на кривых сжатия ст-е наблюдаются периодические срывы нагрузки, так называемая зубчатость (рис. 8), которая сопровождаются звуковыми эффектами. Предел текучести в этом интервале слабо зависит от температуры (рис. 1, кривая 2). Он в два раза выше, чем в мягких ориентациях (кривая 3) этих кристаллов при сжатии, которые легко деформируются дислокационным скольжением и в 1.5-2 раза ниже, чем при растяжении [001]-кристаллов.
Металлографический анализ показал, что на поверхности деформированных кристаллов еще до макроскопического предела текучести возникают мезополосы локализованной деформации двух типов (А и В) (рис. 9), которые в процессе сжатия распространяются от одного основания образца к другому. Число мезополос при
начальных степенях деформации примерно равно числу срывов нагрузки на кривых сжатия. Плоскости залегания полос имеют некристаллографические индексы и незначительно (на -7°-10°) отклонены от плоскости сжатия (001). Из рис. 9, а видно, что первыми в процессе деформации формируются мезополосы типа А, очевидно, в зонах действия концентраторов напряжения. При увеличении деформирующего напряжения эти мезопо-лосы сами становятся концентраторами напряжения, передавая деформацию на соседние участки образца и инициируя образование полос типа В (рис. 9, б). Подобная металлографическая картина зарождения и распространения полос локализации наблюдается и при сжатии кристаллов сплава Т150№47Ре3 с ориентацией [001] (рис. 9, е).
Электронно-микроскопические исследования показали, что полосы типа А состоят из пачек {114} - и {113}-двойников деформации В2-фазы (рис. 10), а мезополосы типа В — из пластин мартенсита В19', сдвойникован-ного по плоскостям (011) (рис. 11). Следует особо отметить, что в кристаллах с ориентацией [001] вследствие трудности реализации дислокационных механизмов мартенситное превращение не только появляется при температурах выше МА, но и становится основным механизмом деформации при увеличении степени деформации (рис. 9).
Другие деформационные дефекты, наблюдающиеся в отдельных областях исследуемых кристаллов — это пластины бездвойникового мартенсита В19', плоские скопления винтовых дислокаций с вектором Бюргерса Ь = а[100] и малоугловые полосы локализованной деформации.
Полученные результаты свидетельствуют о том, что в условиях низкой подвижности дислокаций в кристаллах Т1№(Ре, Мо) с ориентацией оси деформации [001] вследствие равенства нулю факторов Шмида пластическое течение на мезоскопическом уровне развивается путем включения коллективных мод деформации — пачек двойников В2-фазы и мартенситных ламелей, расположенных под углом -12°-15° к плоскости залегания мезополосы. Размеры мезополос определяются, по-
Рис. 8. Кривые сжатия [001]-кристаллов Т1№(Ре, Мо) при температурах выше Мd
^________________________________________________________________________________________________________________________________ • • * '*
Рис. 9. Эволюция металлографической картины следов деформации на поверхности кристаллов Т№(Бе, Мо) с ориентацией [001] при сжатии, Т = 573 К. Ось сжатия параллельна вертикальной стороне рисунка (а-д). Следы деформации на поверхности [001]-кристаллов ^0№47ре3 после сжатия при Т = 573 К (е)
• { ч б
<
< ф V
Рис. 10. Пачка {114}-двойников деформации В2-фазы: светлое поле (а), микродифракция, (110)-зона двойника параллельна (110)-зоне матрицы, пунктирной линией указан след габитусных плоскостей двойников в пачке (б)
видимому, характерными размерами мезоконцентрато-ров как зон активации мезоуровня деформации [16]. Важной особенностью при этом является достижение высокого уровня локальных напряжений, близких к теоретической прочности кристалла, а также значительные градиенты напряжений, приводящие к высокой локальной кривизне кристаллической решетки. Эти факторы способствуют локальному снижению сдвиговой устойчивости В2-решетки сплавов TiNi и зарождению таких носителей деформации, как мезополосы локализации деформации. Микромеханизмы пластической деформации при этом подобны микромеханизмам, наблюдаемым в температурном интервале мартенситно-го превращения, инициированного напряжением.
Подводя итоги, можно сказать, что локализация деформации при сжатии является основной причиной, которая приводит к изменению наклона кривой температурной зависимости предела текучести [001] -кристаллов TiNi(Fe, Mo) (рис. 1) при более низкой температуре Md, чем при растяжении. При растяжении эти кристаллы разрушаются хрупко на пределе текучести или после небольших (1-3 %) степеней деформации во всем исследуемом интервале температур.
Авторы статьи выражают благодарность проф. Ю.И. Чумлякову за монокристаллы никелида титана, предоставленные для исследования, и проф. А.Н. Тю-менцеву за полезное обсуждение полученных результатов.
Литература
1. СуриковаН.С., ЧумляковЮ.И. Механизмы пластической деформации монокристаллов никелида титана // Физика металлов и металловедение. - 2000. - Т. 89. - № 2. - С. 98-107.
2. Сурикова Н.С., Чумляков Ю.И. Особенности деформации и разрушения монокристаллов никелида титана в закаленном состоянии // Физ. мезомех. - 2000. - Т. 3. - № 1. - С. 93-102.
3. Umakoshi Y, Jamaguchi M. Deformation of FeAl single crystals at high temperatures // Phil. Mag. - 1980. - V. 41. - No. 4. - P. 573588.
4. Field R.D., Lahrman D.R., Darola R. Slip systems in (001) oriented NiAl single crystals // Acta Met. Mater. - 1991. - V. 39. - No. 12. -P. 2951-2959.
5. Fraser H.L., Smallman R.E., Loretto M.H. The plastic deformation of NiAl single crystals between 300 K and 1050 K. I. Experimental evidence of the role of kinking and uniform deformation in crystals compressed along (001) // Phil. Mag. - 1973. - V. 28. - No. 3. - P. 651665.
6. Takasugi T, Tsurisaki T., Isumi O., Ono S. Plastic flow of B2 type CoTi single crystals // Phil. Mag. - 1973. - V. 28. - No. 3. - P. 651665.
7. Гюнтер В.Э., Итин В.И., Монасевич Л.А. и др. Эффекты памяти формы и их применение в медицине. - Новосибирск: Наука, 1992.- 741 с.
8. Saburi T., Nenno S. The shape memory effect and related phenomena // Proc. Int. Conf. Solid-solid Phase Transformations, Pitsburgh, 1981.- P. 1455-1479.
9. Zhang J., Xu Y, Otsuka K., Ren X., Chumlyakov Yu.I., Asai M. Orientation dependence of stress-induced martensitic transformation in quenched Ti - 50.8 at. % Ni single crystals // J. Phys. IV. France. -2003. - V. 112. - P. 669-672.
10. Moberly WJ. Mechanical twinning and twinless martensite in ternary Ti50Ni50-;iM;i intermetallics // UMJ Dissertation Services, No. 9205888, Stanford University. - 1991. - P. 329.
11. Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н, Суховаров В.Ф. Дисперсионное упрочнение тугоплавких металлов. - М.: Наука, 1989. - 208 с.
12. Тюменцев А.Н., Сурикова Н.С., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д., Лысенко О.В. Новый механизм пластического течения в полосах локализации и двойниках деформации В2-фазы никелида титана путем неравновесных мартенситных превращений в полях напряжений // Физика металлов и металловедение. -2003. - Т. 95. - № 1. - C. 97-106.
13. Tyumentsev A.N., Surikova N.S., Litovchenko I.Yu., Pinzhin Yu.P, Korotaev A.D., Lysenko O.V Mechanism of deformation and crystal lattice reorientation in strain localization bands and deformation twins of the B2 phase of titanium nikelide // Acta Mater. - 2004. - V. 52. -No. 7. - P. 2067-2074.
14. Сурикова Н.С., Тюменцев А.Н., Лысенко О.В., Литовченко И.Ю. Дисторсии кристаллической решетки в процессе механического двойникования В2 фазы никелида титана механизмом локальных обратимых мартенситных превращений // Физика металлов и металловедение. - 2006. - Т. 101. - № 3. - C. 223-230.
15. Сурикова Н.С., Тюменцев А.Н., Лысенко О.В. Асимметрия предела текучести в [001] монокристаллах никелида титана // Физика металлов и металловедение. - 2007. - Т. 104. - №2 5. - C. 525-533.
16. Панин В.Е. Основы физической мезомеханики // Физ. мезомех. -1998. - Т. 1. - № 1. - С. 5-22.
Поступила в редакцию 08.12.2008 г., после переработки 19.06.2009 г.
Сведения об авторах
Сурикова Наталья Сергеевна, к.ф.-м.н., нс ИФПМ СО РАН, доцент ТГАСУ, surІkova@spti.tsu.ru Евтушенко Оксана Владимировна, мнс ИФПМ СО РАН, lysenko@ispms.tsu.ru Павлюк Валентин Андреевич, к.т.н., доцент ТГАСУ, surІkova@spti.tsu.ru
