CC BY
62
Челябинский физико-математический журнал. 2019. Т. 4, вып. 1. С. 108-117.
УДК 539.25; 691.735 Б01: 10.24411/2500-0101-2019-14110
ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРОВАНИЯ АЛЮМИНИЕМ НА СТРУКТУРУ, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И СВОЙСТВА СПЛАВОВ Си —А1 —N1 С ЭФФЕКТОМ ПАМЯТИ ФОРМЫ
А. Э. Свирид1'", А. В. Лукьянов16, В. В. Макаров1с, В. Г. Пушин1'2^, А. Н. Уксусников1'6
1 Институт физики металлов им. М. Н. Михеева УрО РАН, Екатеринбург, Россия
2 Уральский федеральный университет им. первого Президента России Б. Н. Ельцина, Екатеринбург, Россия
"[email protected], ь[email protected], с[email protected], Л[email protected], [email protected]
Методами оптической и электронной микроскопии, дифракции электронов и рентгеновских лучей изучено влияние легирования алюминием на зёренную структуру и средний размер зерна, структурные и фазовые превращения в тройных сплавах Си — А1 — N1 с эффектом памяти формы. В изучаемых сплавах с фиксированным содержанием N1 в количестве 3 вес.%, концентрация алюминия варьировалась от 9 до 14 вес.%. Показано, что в сплавах при термомеханической обработке, включающей ковку и гомогенизирующий отжиг с использованием контролируемой рекристаллизации в аустенитном состоянии, а также последующую закалку, устраняется зерногра-ничный распад и ликвация. Обнаружено, что микроструктура сплавов в горячеко-ванном и закалённом состоянии с содержанием алюминия 9-10 вес.%. представлена зёрнами со средним размером 60-80 мкм, с содержанием от 10-12 вес.% алюминия — 100-350 мкм, тогда как в сплавах с содержанием алюминия до 14 вес.% средний размер зерна достигает 0.5-1 мм. При этом по данным механических испытаний при комнатной температуре по мере уменьшения содержания алюминия увеличиваются предел прочности <гв, предел текучести <гм, относительное удлинение 3. Повышение механических свойств сплавов обусловлено измельчением зёренной структуры в2-аустенита и пакетной субструктуры ¡¡\- и 71 -мартенситов при уменьшении содержания алюминия в сплавах. Так, для мелкозернистых сплавов с 9.2 и 9.5 % А1 величина относительного удлинения сохраняется на хорошем уровне (больше 10%), а для остальных сплавов с содержанием алюминия 10-14 вес.% она не превышает 5 %. С увеличением содержания алюминия в сплавах изменяется и характер разрушения (от вязкого к хрупкому) образцов при одноосном растяжении.
Ключевые слова: память формы, механические свойства, структура, мартенситные фазы, термомеханическая обработка.
Введение
Термоупругое мартенситное превращение (ТМП) наблюдалось во многих бинарных и многокомпонентных интерметаллических атомно-упорядоченных сплавах на основе титана, никеля и меди: Т1 — N1, N1 — Мп, N1 — А1, Си — А1, Т1 — N1 — Ме, Си — А1 — Ме и др. Легирование третьими химическими элементами позволяет управлять их критическими температурами М8, М^, А8, Af и конструировать сплавы с
заданными параметрами ТМП. Позднее с ними были связаны обнаруженные в различных сплавах эффекты памяти формы (ЭПФ, однократный и термоциклически обратимый, псевдоупругость и ряд других) [1-13]. Известно, что наилучшим комплексом ЭПФ и других физико-механических свойств обладают сплавы на основе никелида титана [3; 4; 6-9; 13]. Вместе с тем и они после тех или иных термических и термомеханических обработок не всегда обладают требуемыми практикой физико-механическими характеристиками. Наиболее острой проблемой, затрудняющей практическое применение сплавов на основе большинства интерметаллидов, являются их сравнительно низкие прочностные, пластические и усталостные характеристики и склонность к хрупкому разрушению. Кроме того, остаются неизученными многие аспекты влияния легирования на особенности ТМП и механизмы разрушения в таких сплавах.
Медные в сплавы, такие как Си — А1 — N1, Си — Zn — А1, Си — Zn — Бп, отличаются гораздо меньшей стоимостью, лучшими тепло- и электропроводностью, а также технологичностью при обработке по сравнению, например, со сплавами ни-келида титана [7]. Тем более, что они в монокристаллическом состоянии демонстрируют превосходные механические характеристики и ЭПФ. Однако в обычном крупнозернистом поликристаллическом состоянии данные сплавы имеют чрезвычайно низкую пластичность и трещиностойкость, особенно в интервале ТМП, и это затрудняет реализацию ЭПФ, присущие их монокристаллам. Поэтому установление причин хрупкости и их устранение представляют важную научно-практическую задачу. Одной из причин интеркристаллитного разрушения является высокая анизотропия упругих модулей метастабильных по отношению к ТМП медных сплавов А = С44/С ~ 12-13 [2; 5; 8-10; 13], тогда как для упругоизотропных сплавов никелида титана А составляет ~ 1-2 [8]. В сплавах с большой упругой анизотропией при ТМП особенно на границах зёрен локализуются напряжения, которые тем больше, чем крупнее зёрна сплавов [4]. К снижению пластичности приводит также гетерогенный распад данных сплавов, особенно в крупнозернистом состоянии. Ослабление роли указанных факторов в охрупчивании сплавов возможно за счёт уменьшения размера их зёрен. К основным методам измельчения зёренной структуры относятся использование легирующих добавок, пластическая деформация с последующей рекристаллизацией, быстрое затвердевание, порошковая металлургия и ряд других [4]. Целью данной работы было исследование влияния легирования сплавов алюминием от 9 до 14 вес.% и высокотемпературной термомеханической обработки на размеры зёрен, структурно-фазовые превращения и механические свойства тройных сплавов с эффектом памяти формы Си — А1 — N1 (при фиксированной концентрации N1, равной 3 вес.%).
1. Материал и методы исследования
Для исследования было выбрано одиннадцать тройных сплавов Си — А1 — 3 вес.%№ с содержанием А1, изменяемым в пределах от 9 до 14 вес.% (с погрешностью ± 0.1, вес.%) с учётом известной тройной диаграммы фазовых равновесий вертикального разреза трёхкомпонентной системы Си — А1 — N1, которая приведена на рис. 1 [4]. Сплавы получали электродуговой плавкой из высокочистых Си, А1 и N1 (99.99%) в атмосфере очищенного гелия. Для гомогенизации сплавы, отобранные по химическому составу, подвергали трёхкратным переплавам с последующим длительным отжигом при 1173 ± 30 К в инертной среде аргона. Слитки сплавов охлаждали на воздухе. Ковку слитков, нагретых до 1223 К, выполняли в пруток сечением 12х12 мм с последующим охлаждением на воздухе. Закалку в воде осу-
ществляли после нагрева прутков при 1223 К в течение 10 мин.
Рис. 1. Диаграмма фазовых равновесий сплава Cu — Al — 3 вес.%№ [4]
Фазовый состав, структуру и мартенситные превращения исследовали с помощью методов рентгеновской дифрактометрии в/20, оптической и электронной микроскопии. Рентгеновский анализ проводили на аппарате ДРОН-3М, в медном излучении, монохроматизированном монокристаллом графита. Механические испытания на растяжение проводили на испытательной машине Instron 5982 на стандартных цилиндрических образцах с диаметром 3 мм и длиной рабочей части 20 мм при комнатной температуре.
Использовали оборудование ЦКП ИФМ УрО РАН: трансмиссионные электронные микроскопы JEM-200 CX (максимальное ускоряющее напряжение 200 кВ) и Tecnai G2 30 (максимальное ускоряющее напряжение 300 кВ) и сканирующий электронный микроскоп Quanta 200 (ускоряющее напряжение 30 кВ), оснащённый системой Pegasus.
Рис. 2. Картина химической ликвации в литом сплаве Си-14 вес.%А1-3 вес.% N1 после закалки от 1223 К, 10 мин
2. Результаты исследования и обсуждение
Исследования показали, что литые в-сплавы при охлаждении слитков на воздухе частично испытывали распад с образованием фаз а, в2, 72, где а — трёх-компонентный ГЦК(А1) твёрдый раствор, обогащённый медью по сравнению с в -матрицей (период решётки аа близок 0.361 нм), в2 — фаза ОЦК(В2) на основе N1 — А1 — Си (период решётки аВ2 близок 0.289 нм), 72 — фаза на основе интер-металлида СидА14 с кубической решёткой типа В83, легированная также никелем
(период решётки а12 близок 0.870 нм).
После первоначальной гомогенизирующей процедуры закалка литых сплавов в воде от 1223 К (10 мин) предотвратила распад, но не устранила ликвацию (рис. 2). В табл. 1 для одного из изученных сплавов с 13 вес.% А1 приведены данные интегрального спектрального анализа и рентгеновского энергодисперсионного микроанализа с латеральной локализацией последнего в пределах 0.5 мкм для трёх соседних областей шлифа сплава, обозначенных на рис. 2. Из таблицы следует, что имеет место ликвация химического состава сплавов, возникшая ещё в процессе их кристаллизации.
Таблица 1
Данные химического микроанализа закалённого сплава Си-13 вес.%А1-3 вес.%№
Элемент Интегральный состав, вес.% Матрица, вес.% Область 1, вес.% Область 2, вес.% Область 3, вес.%
Element Integral composition, wt.% Metallic matrix, wt.% Zone 1, wt.% Zone 2, wt.% Zone3, wt.%
Алюминий / Aluminum 13.0 13.2 10.3 10.1 9.6
Никель / Nickel 3.0 2.9 2.7 2.1 4.0
Медь / Copper 84.0 83.9 87.0 87.8 86.4
Таблица 2
Механические свойства (временное сопротивление ов, предел фазовой текучести ом, относительные удлинение 3 и сужение ф) и средний размер зерна <4> сплавов Си-А1(х, вес.%)-№(3 вес.%) после термомеханической обработки
Для обеспечения в сплавах более равномерного распределения зёрен по размеру и их измельчения, а также устранения эффекта ликвации после выплавки была использована термомеханическая обработка слитков, которая включала два этапа: горячую ковку в пруток и последующий рекристаллизационный отжиг в течение 10 минут при 1223 К с закалкой в воде. Оказалось, что в зависимости от химического состава сплавов, подвергнутых термомеханической обработке, их зёренная структура изменялась по-разному: от мелкозернистой со средними размерами зёрен порядка 60-80 мкм при концентрации алюминия 9.2-10 вес.%, среднезернистой с размерами от 100 до 350 мкм при концентрации алюминия 10.5-12 вес.%, вплоть до крупнозернистой, с размерами зёрен от 0.5 до 1 мм при концентрации алюминия 12.5-14 вес.% (табл. 2).
В результате закалки, завершающей термомеханическую обработку, сплавы испытывали ТМП. По данным рентгеновского фазового анализа при комнатной температуре в сплавах выявлены две мартенситные фазы в1 -18И. (с параметрами длиннопериодной моноклинной решётки, близкими а = 0.4430 нм, Ь = 0.5330 нм,
x, вес.% аВ, МПа ом, МПа S, % Ф ,% <d>, мкм
x, wt.% ou, MPa om, MPa S, % Ф, % <d>, ^m
9.2 780 280 14.5 0.5 60
9.5 600 270 10.0 0.5 70
10.0 520 260 5.0 0.5 80
10.5 500 250 4.0 0.5 100
11.0 490 260 5.0 0.5 130
11.5 460 260 4.0 0.5 200
12.0 450 260 4.0 0.5 350
12.5 420 250 5.0 0.5 500
13.0 390 200 5.0 0.5 750
13.5 330 150 5.0 0.5 900
14.0 250 120 3.5 0.5 1000
с = 3.8190 нм, в = 89.0-89.5 °) и в[-2Н (с параметрами орторомбической решётки, близкими а = 0.4390нм, Ь = 0.5340нм, с = 0.4220нм). Полученные данные о фазовом составе согласуются с микроструктурными наблюдениями, выполненными методами оптической, сканирующей и трансмиссионной электронной микроскопии (рис. 3-5). Анализ исследуемых сплавов показал, что их мартенситная структура характеризуется пакетной морфологией пластинчатых кристаллов, в основном 71 -мартенсита, и фермообразной морфологией кристаллов в 1 -мартенсита. При уменьшении содержания меди и, соответственно, повышении содержания алюминия в сплавах понижаются критические температуры начала обратного ТМП от 770 К до комнатной температуры, а также при наличии в 1-мартенсита постепенно увеличивается количество 71 -мартенсита. Внутри кристаллов с попарно-двойникованной пакетной субструктурой, как и внутри кристаллов с фермообразными сочленениями, присутствуют тонкие вторичные двойники (см. рис. 3, 4).
Рис. 3. Микроструктура сплавов Си-9.5 вес.%А1-3 вес.%№ (а) и Си-14 вес.%А1-3 вес.%№ (б) после термомеханической обработки и закалки
Рис. 4. Электронномикроскопические изображения мартенсита в сплавах (а) Си-9.5 вес.%А1-3 вес.%№ и (б) Си-14 вес.%А1-3 вес.%№ после термомеханической обработки
Основными кристаллоструктурными характеристиками пакетно-фермообразной морфологии мартенсита являются плоские границы первичных попарно двойниково-ориентированных кристаллов, наличие их кристаллографических габитусов, близких {110}^, и ориентационные соотношения по типу Бейна. Наблюдаемая пакетно-фермообразная морфология мартенсита является
в целом типичной и для мартенсита в монокристаллических сплавах тех же составов [4]. В монокристаллах низкомодульных цветных сплавов с ЭПФ именно формирование мартенсита с установленными структурно-морфологическими и размерно-ориентационными характеристиками ответственно за их высокую структурно-фазовую, термомеханическую обратимость и термо- и механоупру-гость при реализации мартенситного превращения под влиянием температуры или внешней нагрузки. Однако высокая хрупкость данных сплавов в поликристаллическом состоянии затрудняет практическую реализацию в них эффектов термомеханической памяти и сверхупругости. Так, поликристаллические сплавы Си — А1 — N1 испытывают хрупкое интеркристаллитное разрушение уже после деформации на 2-3% [2; 4; 7].
Результаты механических испытаний на растяжение при комнатной температуре образцов изученных поликристаллических сплавов, закалённых после термомеханической обработки, приведены в табл. 2. Из их анализа следует, что формирование более однородной мелкодисперсной равноосной зёренной структуры при уменьшении содержания А1 в сплавах оказывает положительное влияние на механические свойства, временное сопротивление ав, предел фазовой текучести ам и относительное удлинение 8, которые устанавливаются на хорошем уровне после данной обработки для сплавов с 9.2-10 вес.%А1.
Характер разрушения при растяжении образцов крупнозернистых сплавов с повышенным содержанием А1 (14 вес.%) являлся межзёренным хрупким (рис. 5а), а в мелкозернистых сплавах с пониженным содержанием А1 (9.2 вес.% и 9.5 вес.%) он становился вязким (ср. рис. 5б). В сплавах с промежуточным содержанием А1 (в пределах 10-12 вес.%) он был смешанным вязко-хрупким.
Рис. 5. Фрактография сплавов Си-14 вес.%А1-3 вес.%№ (а) и Си-9.5 вес.%А1-3 вес.%№ (б), предварительно подвергнутых ковке и закалке
3. Вывод
В работе установлены следующие основные закономерности структурных и фазовых превращений, происходящих в сплавах Си — А1 — 3 вес.%№ при разном содержании А1 (9-14 вес.%) и различных термических и термомеханических обработках:
1. Микроструктура и фазовый состав всех сплавов в исходном литом состоянии характеризуются крупно- и разнозернистостью, наличием химической ликвации и частичного распада с выделением фаз а, в2, 72.
2. Термомеханическая обработка, включающая горячую ковку, последующий нагрев при температуре 1223 К в течение 1Q минут и закалку в воде, позволяет устранить структурно-фазовую неоднородность, при этом в результате процесса рекристаллизации в сплавах уменьшается средний размер зёрен и разнозернистость.
3. Средний размер равноосных зёрен в сплавах, подвергнутых термомеханической обработке, при уменьшении содержания Al от 14 до 9 вес.% снижается от 1.Q мм до 6Q мкм соответственно. С данными изменениями среднего размера зёрен коррелирует повышение механических свойств: временного сопротивления от 25Q до 780МПа, предела фазовой текучести от 12Q до 280МПа и относительного удлинения от 3.5 до 14.5%.
4. Механизм хрупкого транскристаллитного разрушения по границам «бывших» аустенитных зёрен и границам крупных пакетов мартенсита в сплавах с повышенным содержанием Al (до 14 вес.%) изменился на механизм преимущественно вязкого разрушения в сплавах с наименьшим содержанием Al (9.2 и 9.5 вес.%), что также коррелирует с уменьшением среднего размера их зёрен.
5. Во всех сплавах закалка в воде после термомеханической обработки сопровождается термоупругим мартенситным превращением с образованием двух мартенсит-ных фаз ß1 и y2 преимущественно пакетной и фермообразной морфологии.
Синтез сплавов, термомеханическая обработка и изучение свойств выполнены за счёт проекта Российского научного фонда (проект №15-12-1QQ14). Детальное изучение структуры и фазовых превращений, включая оптическую, растровую и просвечивающую электронную микроскопию, проведено в рамках госзадания по теме «Структура» (АААА-А18 118Q2Q19Q116-6).
Список литературы
1. Курдюмов, Г. В. Превращения в железе и стали / Г. В. курдюмов, Л. М. Утевский, Р. И. Энтин. — М. i Наука, 1977. — 236 с.
2. Miyazaki, S. On the origin of intergranular fracture in ß phase shape memory alloys / S.Miyazaki, T.Kawai, K. Otsuka // Scripta Metallurgica. — 1982. — Vol. 16, no. 4. P. 431-436.
3. Лихачев, В. А. Эффект памяти формы / В.А.Лихачев, С.Л.Кузьмин, З. П. Каменцева. — Л. i ЛГУ, 1987. — 218 c.
4. Ооцука, К. Сплавы с эффектом памяти формы / К. Ооцука, К. Симидзу, Ю. Сузуки и др. — М. i Металлургия, 1990. — 224 с.
5. Sun, Y. S. Microstructure and its development in Cu-Al-Ni alloys / Y. S. Sun, G.W.Lorimer, N.Ridley // Metallurgical Transactions A. — 1990. — Vol. 21, no. 2. — P. 575-588.
6. Хачин, В. Н. Никелид титана! структура и свойства / В.Н.Хачин, В. Г. Пушин, В.В.Кондратьев. — М. i Наука, 1992. — 160 с.
7. Материалы с эффектом памяти формы: в 4 т. (под общ. ред. В.А.Лихачева). — СПб. i НИИХ СПбГУ, 1997, 1998.
8. Пушин, В. Г. Предпереходные явления и мартенситные превращения / В. Г. Пушин, В.В.Кондратьев, В.Н.Хачин. — Екатеринбург i УрО РАН, 1998. — 368 с.
9. Otsuka, K. Shape Memory Materials / K. Otsuka, C.M.Wayman. — Cambridge i Cambridge University Press, 1999. — 284 p.
10. Sedlak, P. Elastic constants of bcc austenite and 2H orthorhombic martensite in Cu-Al-Ni shape memory alloy / P. Sedlak, H. Steiner, M. Landa, V. Novak, P. Sittner, L. I. Manosa // Acta Materialia. — 2005. — Vol. 53, no. 13. — P. 3643-3661.
11. Matlakhova, L. A. Mechanical behavior and fracture characterization of a monocrystalline Cu-Al-Ni subjected to thermal cycling treatments under load / L. A. Matlakhova, E. C. Pereira, A. N. Matlakhov, S. N. Monteiro, R.Toledo // Materials Characterization. — 2008. — Vol. 59, no. 11. — P. 1630-1637.
12. San Juan, J. Superelastic cycling of Cu-Al-Ni shape memory alloy micropillars / J. San Juan, M.L.No, C.A.Schuh // Acta Materialia. — 2012. — Vol. 60, no. 10. — P. 4093-4106.
13. Shape memory alloys: properties, technologies, opportunities / ed. by N.Resnina, V. Rubanik. — Switzerland : Trans Tech Publication Ltd, 2015. — 645 p.
Поступила в 'редакцию 11.09.2018 После переработки 25.10.2018
Сведения об авторах
Свирид Алексей Эдуардович, аспирант, младший научный сотрудник лаборатории цветных сплавов, Институт физики металлов им. М. Н. Михеева УрО РАН, Екатеринбург, Россия; e-mail: [email protected].
Лукьянов Александр Владимирович, кандидат технических наук, научный сотрудник лаборатории цветных сплавов, Институт физики металлов им. М. Н. Михеева УрО РАН, Екатеринбург, Россия; e-mail: [email protected].
Макаров Владимир Викторович, научный сотрудник лаборатории цветных сплавов, Институт физики металлов им. М. Н. Михеева УрО РАН, Екатеринбург, Россия; e-mail: [email protected].
Пушин Владимир Григорьевич, доктор физико-математических наук, профессор, главный научный сотрудник лаборатории цветных сплавов, Институт физики металлов им. М. Н. Михеева УрО РАН, Екатеринбург, Россия; профессор-исследователь кафедры термообработки и физики металлов Уральского федерального университета им. первого Президента России Б.Н.Ельцина; e-mail: [email protected].
Уксусников Алексей Николаевич, кандидат технических наук, старший научный сотрудник лаборатории цветных сплавов, Институт физики металлов им. М. Н. Михеева УрО РАН, Екатеринбург, Россия; e-mail: [email protected].
Chelyabinsk Physical and Mathematical Journal. 2019. Vol. 1, iss. 1. P. 108-117.
DOI: 10.24411/2500-0101-2019-14110
EFFECT OF THERMOMECHANICAL TREATMENT ON THE STRUCTURAL, PHASE TRANSFORMATIONS AND PROPERTIES OF THE Cu —Al —Ni SHAPE MEMORY ALLOYS
A.E. Svirid1a, A.V. Luk'yanov1b, V.V. Makarov1c, V.G. Pushm12'd, A.N. Uksusnikov1e
1 M.N. Mikheev Institute of Metal Physics, Ural Branch of Russian Academy of Sciences, Yekaterinburg, Russia
2 Ural Federal University named after the first President of Russia B.N. Yeltsin, Yekaterinburg, Russia
[email protected], [email protected], [email protected], [email protected], [email protected]
The optical and electron microscopy, electron diffraction and X-ray diffraction have been used to study the effect of thermomechanical processing on grain structure, average grain size, structural and phase transformations in ternary shape memory Cu-Al-Ni alloys. In the studied alloys with a fixed content of Ni in an amount of 3 wt.%, the concentration of aluminum varied from 9 to 14 wt.%. It is shown that in the alloys after thermomechanical processing, including forging and homogenizing annealing using controlled recrystallization in austenite state and also subsequent quenching, grain-boundary decay and segregation are eliminated. It was found that the microstructure of alloys in a hot-tempered and quenched state with an aluminum content of 9-10 wt.%. is represented by grains with an average size of 60-80 with a content of 10-12% by weight of aluminum 100-350 whereas in alloys with an aluminum content of up to 14% by weight, the average grain size reaches 0.5-1 mm. At the same time, according to the mechanical tests at room temperature, as the aluminum content decreases, the tensile strength au, the yield strength am, the elongation S increase. The increase in the mechanical properties of alloys is due to the refinement of the grain structure of the ^2-austenite and the package substructure of ft - and Yi -martensites with decreasing aluminum content in alloys. Thus, for fine-grained alloys with 9.2 and 9.5% Al, the value of the relative elongation remains at a good level (grater than 10%), and for the remaining alloys with an aluminum content of 10-14 wt.% it does not exceed 5%. With an increase in the aluminum content in alloys, character of failure changes (from viscous to brittle) of samples under uniaxial tension.
Keywords: shape memory effect, mechanical properties, structure, martensitic phases, thermomechanical processing.
References
1. Kurdyumov G.V., Utevskiy L.M., EntinR.I. Prevrashcheniya v zheleze i stali [Transformations in iron and steel]. Moscow, Nauka Publ., 1977. 236 p. (In Russ.).
2. MiyazakiS., KawaiT., OtsukaK. On the origin of intergranular fracture in ft phase shape memory alloys. Scripta Metallurgica, 1982, vol. 16, no. 4, pp. 431-436.
3. Likhachev V.A., KuzminS.L., Kamentseva Z.P. Effekt pamyati formy [The effect of shape memory]. Leningrad, Leningrad State University, 1987. 218 p. (In Russ.).
4. OtsukaK., ShimidzuK., Suzuki Yu., et al. Splavy s effektom pamyati formy [Alloys with shape memory effect]. Moscow, Metallurgiya Publ., 1990. 224 p. (In Russ.).
5. Sun Y.S., Lorimer G.W., Ridley N. Microstructure and its Development in Cu-Al-Ni Alloys. Metallurgical Transactions A, 1990, vol. 21, no. 2, pp. 575-588.
6. KhachinV.N., PushinV.G., Kondratiev V.V. Nikelid titana: Struktura i sviustva [Nickel Titanium: Structure and properties]. Moscow, Nauka Publ., 1992. 160 p. (In Russ.)
7. Materialy s effektom pamyati formy [Materials with shape memory effect]. Ed. by V.A. Likhachev, in 4 volumes. Saint-Petersburg, Research Institute of Chemistry of Saint-Petersburg State University, 1997, 1998. (In Russ.).
8. PushinV.G., KondratievV.V., KhachinV.N. Predperekhodnye yavleniya i martensitnye prevrashcheniya [Pretransitional phenomena and martensite transformations]. Yekaterinburg, Ural Branch of Russian Academy of Sciences, 1998. 368 p. (In Russ.).
9. Otsuka K., WaymanC.M. Shape Memory Materials. Cambridge, Cambridge University Press, 1999. 284 p.
10. Sedlak P., SteinerH., LandaM., Novak V., SittnerP., ManosaL.I. Elastic constants of bcc austenite and 2H orthorhombic martensite in Cu-Al-Ni shape memory alloy. Acta Materialia, 2005, vol. 53, no. 13, pp. 3643-3661.
11. Matlakhova L.A., PereiraE.C., Matlakhov A.N., et al. Mechanical behavior and fracture characterization of a monocrystalline Cu-Al-Ni subjected to thermal cycling treatments under load. Materials Characterization, 2008, vol. 59, no. 11, pp. 1630-1637.
12. San Juan J., NoM.L., SchuhC.A. Superelastic cycling of Cu-Al-Ni shape memory alloy micropillars. Acta Materialia, 2012, vol. 60, no. 10, pp. 4093-4106.
13. Shape memory alloys: properties, technologies, opportunities. Ed. by N.Resnina, V. Rubanik. Switzerland, Trans Tech Publication Ltd, 2015. 645 p.
Accepted article received 11.09.2018 Corrections received 25.10.2018
