Decomposition features and mechanical properties of aging Ti49Ni51 alloy with shape memory effects subjected to heat treatment

Cover Page

Cite item

Full Text

Abstract

The features of the microstructure of the Ti–51 at.%Ni shape memory alloy have been studied after aging at various temperatures. In combination with studies using optical and electron microscopy and X-ray analysis, mechanical properties were tested for tensile strength at room temperature. It has been established that the aged alloy is distinguished by a high level of mechanical properties (tensile strength up to 1200 MPa with a relative elongation of up to 35 %) due to highly dispersed homogeneous decomposition and the effect of simultaneous hardening and increased plasticity as a result of deformation-induced martensitic transformation.

Full Text

ВВЕДЕНИЕ

Материалы с термоупругими мартенситными превращениями (ТМП), вызванными температурными, механическими и другими воздействиями, отличаются наличием ряда необычных и практически важных физических явлений [1–6]. С ТМП связаны уникальные циклически обратимые эффекты памяти формы (ЭПФ), гигантские сверхупругость, демпфирование, разнообразные тепловые эффекты, включая эластокалорические, барокалорические, электрокалорические, магнитокалорические [1–3, 7, 8]. Особый класс данных конструкционных полифункциональных металлических smart-сплавов остро востребован в эффективных инновационно-привлекательных наукоемких и экологических технологиях [2, 6, 9–12].

Современная техника и технология нуждаются в создании таких smart-сплавов, которые могут быть использованы в изделиях, устройствах и механизмах, эксплуатируемых в широком диапазоне термосиловых и иных условий [2–13]. Поэтому все более важной становится задача разработки методов получения, оптимизации легирования и термомеханической обработки различных объемных прочных и пластичных поликристаллических smart-материалов, ориентированных на последующее разнообразное индустриальное применение.

Термические и термомеханические обработки сплавов на основе Ti–Ni могут обеспечить достаточно высокие механические свойства (предел прочности и относительное удлинение при благоприятных пределах фазовой текучести и обратимой деформации) [13, 14]. Эти сплавы способны развивать значительные усилия при изменении формы, не разрушаются при многократном механическом воздействии (например, более 20 миллионов циклов при знакопеременной деформации на 6 %) [15]. Поскольку данные сплавы характеризуются высокой коррозионной стойкостью, износостойкостью и вязкостью, они наиболее перспективны для практического применения в качестве smart-материалов с ТМП и связанными с ними ЭПФ.

Заметное улучшение прочностных и пластических характеристик сплавов на основе никелида титана может быть получено за счет формирования ультрамелкозернистой (УМЗ) структуры [13–17]. В лабораторных научных исследованиях показано, что УМЗ-структура в данных сплавах может быть получена за счет использования различных прогрессивных термодеформационных технологий на основе ряда методов сверхбыстрой закалки [18–21] и мегапластической деформации, в том числе кручением под высоким давлением, равноканальным угловым прессованием, но как правило, на образцах небольших габаритов [22–26]. Однако в практике необходимы объемные крупногабаритные изделия из высокопрочных и пластичных сплавов с разнообразными ЭПФ. При этом целесообразно использовать традиционные термомеханические обработки, например, ковку, многопроходную прокатку или волочение в полосу, стержни и проволоку. Но подобные исследования практически не проводились [1–5, 13–15].

Цель данной работы – выявить особенности распада и механического поведения в объёмном стареющем сплаве Ti49Ni51 с ЭПФ при термической обработке.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

По данным рентгеновской дифрактометрии (РД) и просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) исследуемый сплав Ti49Ni51находился в аустенитном B2-состоянии с периодом кристаллической решетки aB2=0.3010 нм при комнатной температуре (КТ). Сплав был синтезирован из высокочистых компонентов Ti и Ni (чистотой 99.99 мас.%) в электродуговой печи и по данным спектрального анализа содержал 50.92 ат.%Ni, остальное Ti. Количество кислорода и углерода не превышало 0.07 и 0.10 мас.%, соответственно. Слиток сплава был подвергнут горячей ковке в прутки сечением 10 ×10 мм при 1173–1273 К и закалке в воде от 1173 К с выдержкой 10 минут. Последующий изотермический отжиг (ПИО) выполняли при температурах от 373 до 973 К через 100 К, как правило, в течение 1 ч, с охлаждением на воздухе.

Для механических испытаний на растяжение при КТ были вырезаны стандартные цилиндрические образцы с длиной рабочей части 20 мм и диаметром 3 мм. Способ вычисления механических свойств и вид диаграмм растяжения, типичных для метастабильных сплавов никелида титана, приведены в работах [16, 17]. Использовали испытательную машину Instron 5982.

Микроструктуру и фазовый состав изучали методами РД, ПЭМ и растровой электронной микроскопии (РЭМ), в том числе фрактографии. РД выполняли на аппарате ДРОН 3М в монохроматизированном излучении CuKα. Использовали оптический микроскоп Альтами МЕТ 2С, а также оборудование отдела электронной микроскопии ЦКП ИФМ УрО РАН: Tecnai G2 30 при ускоряющем напряжении 300 кВ и Quanta 200, оснащенный системой Pegasus, при ускоряющем напряжении 30 кВ.

РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

На рис. 1а и 2а представлены типичные изображения твидового контраста микроструктуры сплава Ti49Ni51 в предпереходном B2-состоянии и на рис. 1в, г и рис. 2б – микроэлектронограммы в рациональных сечениях (100)*B2 и (111)*B2 (соответственно осях зон отражающих плоскостей (о. з.) [100]B2, [111]B2), на которых видны диффузные тяжи <110>* и сателлиты типа 1/3<110>*, 1/2<110>*. Природа наблюдаемого твидового контраста и диффузного рассеяния подробно описана в [13, 14, 27–32].

 

Рис. 1. Светлопольные (а, б) ПЭМ-изображения микроструктуры и соответствующие микроэлектронограммы (о. з. [100]B2 (в), о. з. [111]B2 (г)) сплава Ti49Ni51 в исходном закаленном состоянии.

 

Рис. 2. Светлопольные (а, в) ПЭМ-изображения микроструктуры сплава Ti49Ni51 после закалки от 1073 К в воду и ПИО 473 К в течение одного часа, соответствующая микроэлектронограмма (б, о. з. [100]B2) и схема расшифровки сателлитных эффектов диффузного рассеяния в данном сечении (г).

 

На рис. 1б также видны частицы фаз Ti4Ni2Ox и TiC глобулярной формы, которые могут присутствовать как в теле зерен, так и на границах. Образование фазы Ti4Ni2Ox в сплавах возможно даже при минимальном количестве кислорода и приводит к изменению химического состава матрицы сплава. Наличие таких частиц вызывает охрупчивание данных сплавов [15].

Сплавы данного состава являются дисперсионно-твердеющими и обнаруживают эффект упрочнения при термической обработке за счет старения [3, 15]. В соответствии с диаграммой фазовых равновесий обогащенные никелем сплавы TiNi становятся пересыщенными при температурах ниже границы растворимости для B2-фазы [5, 15]. Как известно, в процессе ПИО сплавы испытывают распад с выделением целого ряда избыточных фаз: метастабильных βʹ, X-Ni4Ti3, Ni3Ti2 и равновесной Ni3Ti [5, 15].

На рис. 2–5 представлены типичные ПЭМ-изображения микроструктуры исследованного сплава Ti49Ni51, подвергнутого ПИО (в течение одного часа) при температурах 473–673 K. Установлено, что при температурах старения менее 673 К закаленный сплав испытывает распад, при котором выделение избыточных фаз происходит в два этапа [15].

 

Рис. 3. Светло- (a, в) и темнопольное (г) – в матричном рефлексе 110B2 на микроэлектронограмме 3б, ПЭМ-изображения микроструктуры и соответствующая микроэлектронограмма (б, о. з. [001]B2) сплава Ti49Ni51 после ПИО при 573 К в течение 1 ч.

 

Рис. 4. Светло- (а) и темнопольное (б) – в трех рефлексах, обозначенных кольцом на микроэлектронограмме 4в, ПЭМ-изображения микроструктуры и соответствующая микроэлектронограмма (в, о. з. [115]B2) сплава Ti49Ni51 после ПИО при 623 К в течение 1 ч.

 

Рис. 5. Светло- (а) и темнопольные (б, в) в рефлексах, обозначенных цифрами 1 и 2 на микроэлектронограмме 5г, ПЭМ-изображения микроструктуры и соответствующая микроэлектронограмма (г, о. з. [110]B2) сплава Ti49Ni51 после ПИО при 673 К в течение 1 ч.

 

Уже при 473–573 К на первом этапе отмечается гомогенное выделение равноосных когерентных βʹ-наночастиц размером около 3–5 нм (рис. 2, 3). Установлено, что электронно-микроскопический контраст типа ряби или твида как на светлопольных, так и на темнопольных (в брэгговских рефлексах) изображениях зависит от дифракционных условий, усиливаясь вблизи контуров экстинкции и меняя знак контраста при переходе через контур или погасая при изменении наклона образца. Инверсия знака контраста относительно средних линий контуров, определяемых точным выполнением условия отражения, обусловлено различием структурных факторов рассеяния матрицы и частиц, обогащенных Ni. Наконец, на первом этапе не были обнаружены собственные дифракционные отражения от данных наночастиц (рис. 2б). Наблюдаемые дополнительные диффузные эффекты в виде гантелей (на схеме, рис. 2г, отмеченных штриховкой) связаны с сателлитами на 1/3<110>*. Как показал анализ, они обусловлены преимущественно продольно-поляризованными (с параллельными векторами дифракционным g, волновым k и поляризационным e) смещениями атомов, вызванными модуляциями атомных концентраций. Поскольку они располагаются вблизи будущих рефлексов X-фазы можно заключить, что внутри изоструктурных βʹ-частиц, обогащенных Ni, постепенно формируется концентрационный и топологический ближние атомные порядки по типу будущей ромбоэдрической X-фазы.

Данные исследования позволяют заключить, что на первой стадии старения по гомогенному механизму распада происходит образование изоструктурных с B2-матрицей и когерентных с ней равноосных высокодисперсных, обогащенных Ni частиц, названных нами βʹ. Обнаружено, что выделение пластинчатых наночастиц X-Ni4Ti3, в основном ответственных за упрочнение сплава, начинается на второй стадии после выдержки 1.5–2 ч при 523 K, 0.5 ч 573 K, 0.2 ч при 623 K, 0.1 ч при 673 K [5, 15]. Фаза X-Ni4Ti3 характеризуется ромбоэдрической решеткой (aR-X=0.672 нм, αR-X=114°) и на микроэлектронограмах идентифицируется появлением собственных брэгговских рефлексов, в которых могут быть получены соответствующие темнопольные изображения (см. рис. 4–6). Схемы расшифровки составных микроэлектронограмм B2- и X-фаз приведены на рис. 3.7 в монографии [15].

 

Рис. 6. Светлопольные (a–в) ПЭМ-изображения микроструктуры и соответствующая микроэлектронограмма (г, о. з. [120]B2) сплава Ti49Ni51 после ПИО при 773 К в течение 1 ч.

 

ПИО при более высоких температурах (выше 673 К) вызывает гомогенное старение в одну стадию, сразу начинаясь с выделения X-Ni4Ti3 фазы (рис. 6). Важно отметить, что по мере увеличения температуры и длительности старения кинетика выделения частиц X-Ni4Ti3 ускоряется, их размеры растут, а плотность в единице объема убывает (ср. рис. 4–7). Габитус частиц X-Ni4Ti3 близок {111}B2. Ориентационные соотношения (о. с.) близки: {111}B2||(111) R-X||(001) H-X; {321}B2||(101) R-X||(010) H-X (R-обозначен ромбоэдрический вариант решетки, H-гексагональный) [15]. Вследствие большого количества кристаллографически эквивалентных вариантов о. с. (до 48 в одном зерне) полная расшифровка микроэлектронограмм затруднительна, но часть их расчетных схем для рациональных сечений приведена в работе [15].

 

Рис. 7. Светлопольные (a–в) ПЭМ-изображения микроструктуры и соответствующая микроэлектронограмма (г, о. з. [331]B2) сплава Ti49Ni51 после ПИО при 773 К в течение 2 (а, б), 5 ч (в).

 

Наконец, с гомогенным внутризеренным конкурирует гетерогенный механизм распада, при котором имеет место выделение на границах зерен (см. рис. 3a, 4а, 6), субграницах и дислокациях (рис. 6б) (отмечено стрелками на рис. 3, 4, 6). Гетерогенный механизм распада, в том числе образуя зоны, свободные от выделений вблизи границ, играет негативную роль, в основном приводя к снижению пластичности стареющих сплавов.

На зависимости механических свойств сплава после ПИО, представленной на рис. 8 и в табл. 1, это отчетливо проявляется. Анализ показывает, что ПИО при 473 и 573 К, 1 ч закаленного сплава незначительно (в пределах экспериментальной погрешности ±3 %) уменьшает σ0.2, приводя к снижению σВ, и значительно снижает δ, вследствие эффекта зернограничного выделения избыточных βʹ- и X-Ni4Ti3-фаз.

 

Таблица 1. Механические свойства сплава Ti49Ni51 после ПИО

Обработка

σВ, МПа

σ0.2, МПа

σМ, МПа

δ, %

закалка

940

550

–

42

ПИО 373К

920

530

–

43

ПИО 473К

870

520

–

31

ПИО 573К

850

530

 

21

ПИО 673К

1210

800

350

25

ПИО 773К

1180

770

310

36

ПИО 873К

970

510

–

44

ПИО 973К

870

530

–

41

 

Старение при 673 и 773 К, 1 ч с выделением упрочняющей фазы X-Ni4Ti3 сопровождается заметным снижением устойчивости В2-матрицы по отношению к ТМП за счет ее обеднения Ni и коррелирует с появлением на инженерных кривых “σ–ε”-площадки фазовой псевдотекучести (σМ) вследствие деформационно-индуцированного TMП и одновременным повышением σ0.2, σВ и δ. Значения предела фазовой псевдотекучески σМ близки (310–350) МПа (табл. 1).

По данным рис. 8 и табл. 1 видно, что ПИО при 673 К приводит к увеличению σВ от 940 МПа до 1210 МПа, σ0.2 от 550 МПа до 800 МПа и снижению δ от 42 до 25 %. Применение ПИО обусловило, начиная от 773 К вплоть до 973 К, плавное снижение σВ и σ0.2 и повышение δ (до 41 %). Отметим, что механические свойства сплава после ПИО при 873 и 973 К практически совпали со свойствами закаленного сплава.

 

Рис. 8. Зависимости пределов прочности σB, дислокационной σ0.2 и фазовой σM текучести и относительного удлинения δ от температуры старения закаленного сплава Ti49Ni51.

 

Таким образом, этапу разупрочнения сплава при повышении температуры ПИО предшествовал промежуточный этап некоторого роста величины σВ и σ0.2 при относительно высоких значениях δ (25 и 36 %) в интервале температур 673–773 К. С учетом фазового состава и микроструктуры можно заключить, что данный эффект упрочнения связан, во-первых, с развитием термодеформационно-индуцированных процессов распада с выделением высокодисперсных обогащенных никелем частиц Ni4Ti3 и, во-вторых, с мартенситным превращением при механических испытаниях [33]. Тогда как второй этап общего разупрочнения в основном обусловлен продолжающимся при ПИО огрублением частиц, в том числе вследствие ускорения кинетики распада и уменьшения или прекращения действия барьерного эффекта выделений, объемная доля которых при более высоких температурах существенно снижается, а размеры увеличиваются. Кинетику изотермического распада в интервале 1–5 ч наглядно иллюстрируют рис. 6, 7.

Очевидно, что в условиях отсутствия распада за тот же интервал выдержки ПИО при 973 К не изменил механические свойства сплава по сравнению со свойствами закаленного сплава (табл. 1). Фрактография образцов сплава Ti49Ni51 после механических испытаний на растяжение при КТ показала, что разрушение по деформационному и микроструктурному признакам является вязким внутризеренным с высокой дисперсностью ячеек (или чашечек) отрыва (рис. 9). Фрактографические картины сплава после закалки и различных режимов старения практически не отличаются. Размеры ячеек (или чашечек) составляют в среднем несколько микрометров. На дне чашечек разрушения часто были видны глобулярные первичные карбонитриды и оксиды титана размерами около одного микрометра.

 

Рис. 9. Фрактография сплава Ti49Ni51 после закалки от 1173 К (а) и ПИО при 673 К, 1 ч (б).

 

ВЫВОДЫ

  1. Установлено, что микроструктура закаленного сплава Ti49Ni51 обусловлена развитием в аустените при ПИО процесса выделения высокодисперсных частиц метастабильной фазы Ni4Ti3 в одну (при температуре выше 673 К) или две (ниже 673 К) стадии, в том числе гетерогенного на границах и субграницах зерен при повышенных температурах.
  2. Обнаружено, что сплав благодаря старению при температурах 673–773 К характеризуется наряду с заметным упрочнением σВ (вплоть до 1210 МПа), σ0.02 (до 800 МПа) и σМ (до 350 МПа) способностью к повышенной пластической деформации (δ до 36 %) за счет эффекта одновременного повышения прочности и пластичности при мартенситном превращении.
  3. По данным фрактографических исследований сплав в закаленном и состаренном состояниях отличается вязким мелкоямочным разрушением внутризеренного типа как в аустенитном, так и в мартенситном состояниях образцов, подвергнутых разрушению при растяжении.

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

Авторы данной работы заявляют, что у них нет конфликта интересов.

×

About the authors

N. N. Kuranova

Mikheev Institute of Metal Physics, Ural Branch, Russian Academy of Sciences; Ural Federal University

Email: pushin@imp.uran.ru
Russian Federation, Ekaterinburg, 620108; Ekaterinburg, 620002

V. V. Makarov

Mikheev Institute of Metal Physics, Ural Branch, Russian Academy of Sciences

Email: pushin@imp.uran.ru
Russian Federation, Ekaterinburg, 620108

V. G. Pushin

Mikheev Institute of Metal Physics, Ural Branch, Russian Academy of Sciences; Ural Federal University

Author for correspondence.
Email: pushin@imp.uran.ru
Russian Federation, Ekaterinburg, 620108; Ekaterinburg, 620002

References

  1. Ооцука К., Симидзу К., Судзуки Ю., Сэкигути Ю., Тадаки Ц., Хомма Т., Миядзаки С. Сплавы с эффектом памяти формы. М.: Металлургия, 1990. 224 c.
  2. Duering T.W., Melton K.L., Stockel D., Wayman C.M. (Eds.) Engineering Aspects of Shape Memory Alloys. Butterworth-Heineman: London, UK. 1990. 512 p.
  3. Хачин В.Н., Пушин В.Г., Кондратьев В.В. Никелид титана. Структура и свойства. М.: Наука, 1992. 159 c.
  4. Pushin V.G. Alloys with a Thermomechanical Memory: Structure, Properties, and Application // Phys. Met. Metall. 2000. V. 90. Suppl. 1. P. S68–S95.
  5. Brailovski V., Khmelevskaya I.Yu., Prokoshkin S.D., Pushin V.G., Ryklina E.P., Valiev R.Z. Foundation of heat and thermomechanical treatments and their on the structure and properties of titanium nickelide-based alloys // Phys. Met. Metal. 2004. V. 97. Suppl. 1. P. S3–S55.
  6. Razov A.I. Application of titanium nickelide-based alloys in engineering // Phys. Met. Metal. 2004. V. 97. Suppl. 1. P. S97–S126.
  7. Bonnot E., Romero R., Mañosa L., Vives E., Planes A. Elastocaloric effect associated with the martensitic transition in shape-memory alloys // Phys. Rev. Lett. 2008. V. 100. P. 125901.
  8. Cui J. Shape memory alloys and their applications in power generation and refrigeration / In Mesoscopic phenomena in multifunctional materials. Eds. A. Saxena, A. Planes. Germany: Springer, 2014. P. 289–307.
  9. Prokoshkin S.D., Pushin V.G., Ryklina E.P., Khmelevskaya I.Yu. Application of Titanium Nickelide–based Alloys in Medicine // Phys. Met. Metal. 2004. V. 97. P. S56–S96.
  10. Wilson J., Weselowsky M. Shape Memory Alloys for Seismic Response Modification: A State-of-the-Art Review // Earth. Spectra. 2005. V. 21. P. 569–601.
  11. Yoneyama T., Miyazaki S. Shape Memory Alloys for Biomedical Applications. Wordhead Publishing: Cambridge, UK. 2009. 320 p.
  12. Dong J., Cai C., O’Keil A. Overview of Potential and Existing Applications of Shape Memory Alloys in Bridges // J. Bridg. Eng. 2011. V. 16. P. 305–315.
  13. Pushin V., Kuranova N., Marchenkova E., Pushin A. Design and Development of Ti–Ni, Ni–Mn–Ga and Cu–Al–Ni-based Alloys with High and Low Temperature Shape Memory Effects // Materials. 2019. № 12. P. 2616 (24 pages).
  14. Kuranova N.N., Makarov V.V., Pushin V.G., Ustyugov Y.M. Influence of Heat Treatment and Deformation on the Structure, Phase Transformation, and Mechanical Behavior of Bulk TiNi-Based Alloys // Metals. 2022. V. 12. P. 2188.
  15. Пушин В.Г., Прокошкин С.Д., Валиев Р.З., Браиловский В., Валиев Э.З., Волков А.Е., Глезер А.М., Добаткин С.В., Дударев В.Ф., Жу Ю.Т., Зайнулин Ю.Г., Колобов Ю.Р., Кондратьев В.В., Королев А.В., Коршунов А.И., Коуров Н.И., Кудреватых Н.В., Лотков А.И., Мейснер Л.Л., Попов А.А., Попов Н.Н., Разов А.И., Хусаинов М.А., Чумляков Ю.И., Андреев С.В., Батурин А.А., Беляев С.П., Гришков В.Н., Гундеров Д.В., Дюпин А.П., Иванов К.В., Итин В.И., Касымов М.К., Кашин О.А., Киреева И.В., Козлов А.И., Кунцевич Т.Э., Куранова Н.Н., Пушина Н.Ю., Рыклина Е.П., Уксусников А.Н., Хмелевская И.Ю., Шеляков А.В., Шкловер В.Я., Шорохов Е.В., Юрченко Л.И. Сплавы никелида титана с памятью формы. Ч.I. Структура, фазовые превращения и свойства. Екатеринбург: УрО РАН, 2006. 440 с.
  16. Куранова Н.Н., Макаров В.В., Пушин В.Г. Влияние механо-термической обработки на структуру и механические свойства сплава Ti49.5Ni50.5 с эффектами памяти формы // ФММ. 2022. Т. 123. № 10. С. 1063–1071.
  17. Куранова Н.Н., Макаров В.В., Пушин В.Г., Попов Н.А. Структура и механические свойства стареющего сплава Ti49Ni51 с эффектами памяти формы после механо-термической обработки // ФММ. 2023. Т. 124. № 2. С. 239–247.
  18. Пушин В.Г., Волкова С.Б., Матвеева Н.М., Юрченко Л.И., Чистяков А.С. Структурные и фазовые превращения в квазибинарных сплавах системы TiNi-TiCu, быстрозакаленных из расплава. IV. Микроструктура кристаллических сплавов // ФММ. 1997. Т. 83. № 6. С. 149–156.
  19. Miyazaki S., Ishida A. Martensitic transformation and shape memory behavior in sputter-deposited TiNi-base thin films // Mater. Sci. and Eng. 1999. V. A273–275. P. 106–133.
  20. Fu Y., Du H., Huang W., Zhang S., Hu M. TiNi-based thin films in MEMS applications: A review // Sens.Actuators A. 2004. V. 112. P. 398–408.
  21. Пушин А.В., Попов А.А., Пушин В.Г. Влияние отклонения химического состава от стехиометричского на структурные и фазовые превращения и свойства быстрозакаленных сплавов Ti50+xNi25-xCu25 // ФММ. 2012. Т. 113. № 3. С. 299–311.
  22. Pushin V.G., Stolyarov V.V., Valiev R.Z., Kourov N.I., Kuranova N.N., Prokofiev E.A., Yurchenko L.I. Features of Structure and Phase Transformations in Shape Memory TiNi-Based Alloys after Severe Plastic Deformation // Ann. Chim. Sci. Mat. 2002. V. 27. P. 77–88.
  23. Pushin V.G., Valiev R.Z., Zhu Y.T., Gunderov D.V., Kourov N.I., Kuntsevich T.E., Uksusnikov A.N., Yurchenko L.I. Effect of Severe Plastic Deformation on the Behavior of Ti–Ni Shape Memory Alloys // Mater. Trans. 2006. V. 47. P. 694–697.
  24. Valiev R., Gunderov D., Prokofiev E., Pushin V., Zhu Yu. Nanostructuring of TiNi alloy by SPD processing for advanced properties // Mater. Trans. 2008. V. 49. P. 97–101.
  25. Куранова Н.Н., Гундеров Д.В., Уксусников А.Н., Лукьянов А.В., Юрченко Л.И., Прокофьев Е.А., Пушин В.Г., Валиев Р.З. Влияние термообработки на структурные и фазовые превращения и механические свойства сплава TiNi, подвергнутого интенсивной пластической деформации кручением // ФММ. 2009. Т. 108. № 6. С. 589–601.
  26. Ren X., Miura N., Zhang J., Otsuka K., Tanake K., Koiwa M., Suzuki N., Chumlykov Y.I. A Comparative Study of Elastic Constants of Ti-Ni-based Alloys Prior to Martensitic Transformation // Mater. Sci. Eng. 2001. V. A312. P. 196–206.
  27. Лободюк В.А., Коваль Ю.Н., Пушин В.Г. Кристаллоструктурные особенности предпереходных явлений и термоупругих мартенситных превращений в сплавах цветных металлов // ФММ. 2011. Т. 111. № 2. С. 169–194.
  28. Sarkar S., Ren X., Otsuka K. Evidence for strain glass in the ferroelastic-martensitic system Ti50-xNi50+x // Phys. Rev. Lett. 2005. V. 95. P. 205702.
  29. Jin Y.M., Wang Yu.U., Ren. Y. Theory and experimental evidence of phonon domains and their roles in pre-martensitic phenomena // Computational Mater. 2015. V. 1. P. 15002.
  30. Wang Y., Jin Y.M. Martensitic transformation precursors: phonon theory and critical experiments / Proc. Int. Conf. Solid-solid phase transformations in inorganic materials. 2015. P. 467–474.
  31. Ko W.S., Maisel S.B., Grabowski B., Jeon J.B., Neugebauer J. Atomic scale processes of phase transformations in nanocrystalline NiTi shape-memory alloys // Acta Mater. 2017. V. 123. P. 90–101.
  32. Deng Z., Li Q., Onuki Y., Sun Q. Multifunctional nanostructured NiTi alloy with invar, elinvar and rinvar properties // J. Alloys Comp. 2022. V. 909. P. 164682.
  33. Xu K., Luo J., Li C., Shen Y., Li C., Ma X., Li M. Mechanisms of stress-induced martensitic transformation and transformation-induced plasticity in NiTi shape memory alloy related to superelastic stability // Scripta Mater. 2022. V. 217. P. 114775.

Supplementary files

Supplementary Files
Action
1. JATS XML
Download
2. Fig. 1. Light-field (a, b) TEM images of the microstructure and corresponding microelectronograms (O. Z. [100]B2 (c), O. Z. [111]B2 (d)) of Ti49Ni51 alloy in the initial quenched state.

Download (29KB)
Indexing metadata
3. Fig. 2. Light-field (a, c) TEM images of the microstructure of Ti49Ni51 alloy after quenching from 1073 K into water and PIO 473 K for one hour, the corresponding microelectronogram (b, O. Z. [100]B2) and a scheme for decoding satellite effects of diffuse scattering in this section (d).

Download (29KB)
Indexing metadata
4. Fig. 3. Light (a, c) and dark–field (d) - in the 110B2 matrix reflex on microelectronogram 3b, TEM images of the microstructure and the corresponding microelectronogram (b, O. Z. [001]B2) of Ti49Ni51 alloy after PIO at 573 K for 1 hour.

Download (46KB)
Indexing metadata
5. Fig. 4. Light (a) and dark (b) – in three reflexes indicated by a ring on the microelectronogram 4b, TEM images of the microstructure and the corresponding microelectronogram (c, O. Z. [115]B2) of Ti49Ni51 alloy after PIO at 623 K for 1 hour.

Download (38KB)
Indexing metadata
6. Fig. 5. Light (a) and dark-field (b, c) in the reflexes indicated by numbers 1 and 2 on the 5g microelectronogram, TEM images of the microstructure and the corresponding microelectronogram (g, O. Z. [110]B2) of Ti49Ni51 alloy after PIO at 673 K for 1 hour.

Download (35KB)
Indexing metadata
7. Fig. 6. Light–field (a-b) TEM images of the microstructure and the corresponding microelectronogram (g, O. Z. [120]B2) of Ti49Ni51 alloy after PIO at 773 K for 1 hour.

Download (37KB)
Indexing metadata
8. Fig. 7. Light–field (a-c) TEM images of the microstructure and the corresponding microelectronogram (g, O. Z. [331]B2) of Ti49Ni51 alloy after PIO at 773 K for 2 (a, b). 5 h (c).

Download (43KB)
Indexing metadata
9. Fig. 8. Dependences of the tensile strengths σB, dislocation σ0.2 and phase σM of yield strength and elongation δ on the aging temperature of the hardened alloy Ti49Ni51.

Download (11KB)
Indexing metadata
10. Fig. 9. Fractography alloys4951 then tempering from 1173 K (A) and Pio at 673 K, 1 h (b).

Download (22KB)
Indexing metadata


Согласие на обработку персональных данных с помощью сервиса «Яндекс.Метрика»

1. Я (далее – «Пользователь» или «Субъект персональных данных»), осуществляя использование сайта https://journals.rcsi.science/ (далее – «Сайт»), подтверждая свою полную дееспособность даю согласие на обработку персональных данных с использованием средств автоматизации Оператору - федеральному государственному бюджетному учреждению «Российский центр научной информации» (РЦНИ), далее – «Оператор», расположенному по адресу: 119991, г. Москва, Ленинский просп., д.32А, со следующими условиями.

2. Категории обрабатываемых данных: файлы «cookies» (куки-файлы). Файлы «cookie» – это небольшой текстовый файл, который веб-сервер может хранить в браузере Пользователя. Данные файлы веб-сервер загружает на устройство Пользователя при посещении им Сайта. При каждом следующем посещении Пользователем Сайта «cookie» файлы отправляются на Сайт Оператора. Данные файлы позволяют Сайту распознавать устройство Пользователя. Содержимое такого файла может как относиться, так и не относиться к персональным данным, в зависимости от того, содержит ли такой файл персональные данные или содержит обезличенные технические данные.

3. Цель обработки персональных данных: анализ пользовательской активности с помощью сервиса «Яндекс.Метрика».

4. Категории субъектов персональных данных: все Пользователи Сайта, которые дали согласие на обработку файлов «cookie».

5. Способы обработки: сбор, запись, систематизация, накопление, хранение, уточнение (обновление, изменение), извлечение, использование, передача (доступ, предоставление), блокирование, удаление, уничтожение персональных данных.

6. Срок обработки и хранения: до получения от Субъекта персональных данных требования о прекращении обработки/отзыва согласия.

7. Способ отзыва: заявление об отзыве в письменном виде путём его направления на адрес электронной почты Оператора: info@rcsi.science или путем письменного обращения по юридическому адресу: 119991, г. Москва, Ленинский просп., д.32А

8. Субъект персональных данных вправе запретить своему оборудованию прием этих данных или ограничить прием этих данных. При отказе от получения таких данных или при ограничении приема данных некоторые функции Сайта могут работать некорректно. Субъект персональных данных обязуется сам настроить свое оборудование таким способом, чтобы оно обеспечивало адекватный его желаниям режим работы и уровень защиты данных файлов «cookie», Оператор не предоставляет технологических и правовых консультаций на темы подобного характера.

9. Порядок уничтожения персональных данных при достижении цели их обработки или при наступлении иных законных оснований определяется Оператором в соответствии с законодательством Российской Федерации.

10. Я согласен/согласна квалифицировать в качестве своей простой электронной подписи под настоящим Согласием и под Политикой обработки персональных данных выполнение мною следующего действия на сайте: https://journals.rcsi.science/ нажатие мною на интерфейсе с текстом: «Сайт использует сервис «Яндекс.Метрика» (который использует файлы «cookie») на элемент с текстом «Принять и продолжить».