Superelasticity and shape memory effect under tension and compression in the [001]-oriented crystals of non-equiatomic f.pdf Введение В неэквиатомных высокоэнтропийных поли- и монокристаллах FeNiCoAlX (X = Ta, Nb, Ti) выделение наноразмерных частиц -фазы при старении при температуре от 823 до 973 К в течение времени от 0.5 до 90 ч приводит к развитию термоупругих γ-α-мартенситных превращений (МП) (-ГЦК - гранецентрированная кубическая решетка, а -ОЦТ - объемноцентрированная тетрагональная решетка) с эффектом памяти формы (ЭПФ) величиной от 5 до 8.3 % и сверхэластичностью (СЭ) от 5 до 14.5 % [1-21]. Для наблюдения СЭ в поликристаллах этих сплавов необходимо создать острую текстуру рекристаллизации {135}, {110} после экстремально больших степеней холодной деформации ε ≥ 95 %, поскольку без текстуры образцы разрушаются хрупко в температурном интервале развития γ-α МП под нагрузкой [1]. В текстурированных поликристаллах неэквиатомных высокоэнтропийных сплавов FeNiCoAlX (X = Ta, Nb, Ti) с наноразмерными частицами -фазы размером d ~ 4 нм удается получить аномально большие обратимые деформации εСЭ = 13.5 % при растяжении при комнатной температуре при высоком уровне напряжений для начала γ-α МП σкр ~ 1.1 ГПа и высокими значениями механического гистерезиса Δσ = 600-800 МПа [1]. Следовательно, неэквиатомные высокоэнтропийные сплавы FeNiCoAlX (X = Ta, Nb, Ti) являются высокопрочными сплавами с высокими демпфирующими способностями и отличными функциональными свойствами, и, следовательно, эти сплавы могут конкурировать с известными сплавами TiNi. Кроме того, эти сплавы на основе железа оказываются значительно более дешевыми, чем сплавы TiNi, и могут применяться в приложениях, где необходимо использовать большую массу сплава. Необходимость проведения экспериментов по растяжению/сжатию с использованием монокристаллов и выбор для исследования сплава FeNiCoAlTi обусловлены следующими обстоятельствами. Во-первых, максимальное значение обратимой деформации, согласно теоретическим расчетам деформации решетки ε0 при γ-α МП под нагрузкой, достигается в [001]-ориентации: при деформации растяжением ε0 = 8.7 %, при сжатии ε0 = 15.5 % [1, 11]. Во-вторых, при растяжении мартенсит, образующийся под нагрузкой, не может раздвойниковаться и ε0 определяется только деформацией сдвойникованного мартенсита εCVP = 8.7 %. При сжимающей нагрузке возможно вначале образование сдвойникованного мартенсита с деформацией εCVP = 7.9 %, а затем его раздвойникование с εdetw = 7.6 %, и, таким образом, общая деформация превращения при сжатии ε0[001] = εCVP + εdetw = 15.5 % [11]. В-третьих, выбор для исследования сплава FeNiCoAlTi связан с тем, что Ti, как более легкий элемент, будет распределяться в сплаве более однородно как при выплавке заготовок сплава, так и при росте монокристаллов по их длине в отличие от легирования более тяжелыми элементами Ta и Nb. Ранее термоупругие γ-α МП при растяжении/сжатии были исследованы на монокристаллах Fe - 28 % Ni - 17 % Co - 11.5 % Al - 2.5 % X (X = Ta, Nb) (ат. %), ориентированных вдоль [001] направления в высокотемпературной фазе [4, 12-23]. В настоящей работе асимметрия напряжений начала γ-α МП под нагрузкой, СЭ и ЭПФ исследованы на монокристаллах Fe - 28 % Ni - 17 % Co - 11.5 % Al - 2.5 % Ti (ат. %) в зависимости от времени старения при 873 К, температуры испытания. Монокристаллы сплава Fe - 28 % Ni - 17 % Co - 11.5 % Al - 2.5 % Ti (ат. %) выращивали в среде инертного газа методом Бриджмена из чистых компонент. Для однородного распределения элементов в заготовке их переплавляли 2 раза в печи сопротивления в атмосфере инертного газа аргона. Ориентацию кристаллов определяли на дифрактометре ДРОН-3. Образцы для растяжения с рабочей частью размером 21.512 мм3 и для сжатия размером 448 мм3 вдоль [001] направления вырезали на электроискровом станке. Гомогенизацию образцов после роста монокристаллов проводили в атмосфере инертного газа гелия при температуре 1550 К, 24 ч с последующей закалкой в воду. Кристаллы старили в атмосфере Не с последующей закалкой в воду. ЭПФ под нагрузкой изучали на специальной установке для термоциклирования при постоянном внешнем напряжении и скорости нагрева/охлаждения 10 К/мин. Механические свойства и СЭ исследовали на испытательной машине Instron 5969 при скорости деформации = 410-4 с-1 в интервале температур от 77 до 573 К. Структуру кристаллов после старения исследовали на электронном просвечивающем микроскопе JEOL-2010 с ускоряющим напряжением 200 кВ. 1. Результаты эксперимента Рис. 1. Температурная зависимость критических напряжений кр для [001]-монокристаллов сплава Fe - 28 % Ni - 17 % Co - 11.5 % Al - 2.5 % Ti при деформации растяжением и сжатием после старения в течение 3 ч при 873 К Экспериментально установлено, что в [001]-кристаллах FeNiCoAlTi, состаренных при 873 К в течение 3 ч, при растяжении и сжатии наблюдается типичная для сплавов, испытывающих МП под нагрузкой, температурная зависимость напряжений начала пластической деформации σкр(Т) (рис. 1). На зависимости σкр(Т) выделяются две стадии, отличающиеся знаком и величиной dσкр(Т)/dT. На первой стадии в интервале температур от 203 до 373К наблюдается рост σкр с увеличением температуры испытания как при деформации растяжением, так и при сжатии. На этой стадии отсутствует зависимость σкр от способа деформации - растяжения/сжатия и асимметрия σкр не имеет места. Величина dσкр(Т)/dT = 3.3 МПа/К описывается известным термодинамическим соотношением Клапейрона - Клаузиуса [24]: . (1) Здесь H и S - соответственно изменение энтальпии и энтропии при γ-α МП; 0 - деформация решетки при γ-α МП; Т0 - температура химического равновесия фаз аустенита ( и мартенсита (). При Т = 373 К наблюдается максимум на зависимости σкр(Т), соответствующий температуре Md, при которой напряжения начала γ-α МП σкр(γ-α) равны напряжениям начала пластического течения высокотемпературной фазы σкр(). При Т > Md наблюдается уменьшение σкр() с ростом температуры испытания, которое обычно имеет место в ГЦК-сплавах, содержащих атомы замещения, внедрения и наноразмерные частицы второй фазы [25, 26]. Из рис. 1 видно, что температура Md не зависит от способа деформации, а σкр(Md) оказываются при деформации растяжением выше, чем при сжатии при их близкой температурной зависимости σкр(Т). Таким образом, экспериментально наблюдается зависимость σкр(Md) от способа деформации, и эта зависимость сохраняется при Т > Md: при растяжении σкр оказываются выше, чем при сжатии. На рис. 2 представлены кривые СЭ в зависимости от температуры испытания при растяжении и сжатии после небольшой деформации превращения пр ≤ 1-2 %. При растяжении СЭ обнаружена от 203 до 348 К с величиной механического гистерезиса Δσ от 50 до 100 МПа. С ростом температуры испытания наблюдается увеличение необратимой деформации до 0.3 % при Т = 348 К. Таким образом, при растяжении имеет место большой температурный интервал СЭ ΔТСЭ = 145 К вплоть до температуры испытания 348 К, которая только на 20 К ниже температуры Md (рис. 1). Рис. 2. Кривые «напряжение - деформация» при растяжении (а) и сжатии (б) для [001]-монокристаллов сплава Fe - 28 % Ni - 17 % Co - 11.5 % Al - 2.5 % Ti, состаренных при 873 К в течение 3 ч Рис. 3. Кривые «напряжение - деформация» при растяжении (а) и сжатии (б) для [001]-монокристаллов сплава Fe - 28 % Ni - 17 % Co - 11.5 % Al - 2.5 % Ti, состаренных при 873 К в течение 3 ч На рис. 3 представлены результаты исследования величины механического гистерезиса при растяжении от степени деформации при 297 и 348 К. Видно, что при 297 К Δσ возрастает от 50 до 300 МПа с увеличением пр и необратимая деформация необ = 0.4 % при пр = 5 %. При 348 К рост Δσ и необ с увеличением пр оказывается значительно более сильным, чем при 297 К, и совершенная обратимая петля СЭ наблюдается только при пр ≤ 2 %. При сжатии СЭ наблюдается от 203 до 297 К и, следовательно, температурный интервал СЭ при сжатии ΔТСЭ = 94 К оказывается меньше, чем при растяжении (рис. 2). Петли механического гистерезиса при сжатии и растяжении отличаются друг от друга. Если при растяжении петля СЭ имеет характерную форму флага и кривая нагрузки параллельна кривой разгрузки при малых значениях пр ≤ 3 % (рис. 3, а), то при сжатии на кривых «нагрузка - разгрузка» имеет место падение σкр с ростом пр и наблюдается «зуб текучести». Кривая разгрузки отличается от кривой нагрузки, и в результате петля СЭ при сжатии отличается от петли СЭ при растяжении. Эта особенность петли СЭ приводит к трудности определения величины механического гистерезиса Δσ при сжатии. Если механический гистерезис Δσ определять на середине петли СЭ, то эти значения, например при 203 К, равны 150 МПа и почти в 2- 3 раза больше, чем при растяжении. На рис. 3, б приведена полная кривая «напряжение - деформация» при сжатии. Видно, что на кривой наблюдается протяженный зуб текучести. После деформации пр = 3 % на кривой разгрузки нет значительной обратимой деформации, а нагрев до 373 К в свободном состоянии приводит к возврату 2.3 % деформации. Следовательно, имеет место ЭПФ. С увеличением пр величина ЭПФ уменьшается до 1.5 % после пр = 5 % и до 0.8 % при пр = 11 %. Итак, в [001]-кристаллах FeNiCoAlTi после старения в течение 3 ч при 873 К установлено, что асимметрия напряжений для начала γ-α МП отсутствует, но имеет место зависимость от способа нагрузки - растяжения/сжатия σкр(Md), величины механического гистерезиса Δσ, температурного интервала СЭ, величины СЭ. При температуре 203 К максимальная СЭ величиной 5.3 % наблюдается при растяжении, а при сжатии СЭ не превышает 1.5-2 % и значения ЭПФ составляют 2.2 %. Рис. 4. Температурная зависимость критических напряжений кр для [001] монокристаллов сплава Fe - 28 % Ni - 17 % Co - 11.5 % Al -2.5 % Ti при деформации растяжением и сжатием после старения в течение 4 ч при 873 К Исследования зависимости механических и функциональных свойств в [001]-кристаллах FeNiCoAlTi, состаренных в течение 4 ч при 873 К, от способа деформации представлены на рис. 4 и 5. Видно, что эти результаты оказываются близкими к полученным при старении в течение 3 ч при 873 К (см. рис. 1-3). Во-первых, отсутствует от способа деформации растяжения/сжатия зависимость напряжений для начала γ-α МП под нагрузкой, и эта зависимость σкр(Т) оказывается близкой к линейной и описывается соотношением (1). Оценки показывают, что dσкр(Т)/dT для кристаллов, состаренных в течение 3 и 4 ч при 873 К, оказываются близкими друг к другу (рис. 1 и 4). Во-вторых, σкр(Md) при растяжении оказываются больше, чем при сжатии и при T > Md σкр при растяжении выше, чем при сжатии. В-третьих, при растяжении СЭ наблюдается от 203 до 323 К и температурный интервал ΔТСЭ = 120 К, а при сжатии от 203 до 298 К и ΔТСЭ = 95 К. При растяжении Δσ значительно меньше, чем при сжатии (рис. 5). При растяжении наблюдается СЭ равная 3-4 %. Величина механического гистерезиса Δσ возрастает с увеличением пр. Величину СЭ, превышающую 4 %, получить при растяжении не удается из-за разрушения образцов. При сжатии СЭ до 1.5 % обнаружена только на ранних стадиях деформации. На кривых «напряжение - деформация» при сжатии при   4 % имеет место зуб текучести, затем наблюдается стадия с небольшим значением  = d/dа при   4 % происходит резкое увеличение деформирующих напряжений (рис. 5, б). Нагрев до 373 К в свободном состоянии не приводит к появлению обратимой деформации, как в случае старения в течение 3 ч. Рис. 5. Кривые «напряжение - деформация» при растяжении (а) и сжатии (б) для [001]-монокристаллов сплава Fe - 28 % Ni - 17 % Co - 11.5 % Al - 2.5 % Ti, состаренных при 873 К в течение 4 ч Результаты исследования температурной зависимости σкр начала пластического течения, ЭПФ и СЭ [001]-кристаллов при растяжении и сжатии, состаренных в течение 8 ч при 873 К, представлены на рис. 6-8. Установлено, что при развитии γ-α МП под нагрузкой σкр, σкр(Md) и темпера¬тура Md не зависят от способа деформации растяжения/сжатия. СЭ при растяжении наблюдается в температурном интервале от 213 до 348 К и ΔТСЭ = 135 К, а при сжатии СЭ не обнаружено. Величина механического гистерезиса Δσ при растяжении, определенная на середине петли СЭ, изменяется от 160 до 260 МПа (рис. 7). При растяжении ЭПФ ЭПФ = 0.8 % обнаруживается при внешних напряжениях вн = 4 МПа и затем возрастает до 3.5 % при вн = 200 МПа. При вн = 250 МПа происходит разрушение кристаллов при обратном α-γ МП (рис. 8, а). При сжатии ЭПФ = 0.2 % обнаружен при вн = 2 МПа и возрастает до 2 % при вн = 200 МПа. Затем величина ЭПФ при вн < 300 МПа остается неизменной (рис. 8, б). Из рис. 8, а видно, что температурный гистерезис ΔТh = Af -Ms (Af и Ms - соответственно температуры конца обратного при нагреве и начала прямого при охлаждении γ-α МП) при растяжении изменяется незначительно от 50 К при вн = 2 МПа до 60 К при вн = 200 МПа. При сжа¬тии ΔТh = 60 К при вн = 2-25 МПа и возрастает до 120 К при вн = 200 МПа (рис. 8, б). 2. Обсуждение результатов эксперимента Рис. 6. Температурная зависимость критических напряжений кр для [001]-монокристаллов сплава Fe - 28 % Ni - 17 % Co - 11.5 % Al - 2.5 % Ti при деформации растяжением и сжатием после старения в течение 8 ч при 873 К Рис. 7. Кривые «напряжение - деформация» при растяжении для [001]-монокристаллов сплава Fe - 28 % Ni - 17 % Co -11.5 % Al - 2.5 % Ti, состаренных при 873 К в течение 8 ч Исследования зависимости от способа деформации растяжения/сжатия напряжений, необходимых для начала γ-α МП под нагрузкой, ЭПФ и СЭ в [001]-кристаллах FeNiCoAlX (X = Ta, Nb, Ti) были проведены ранее в работах [3, 15, 18, 22, 23]. Полученные в настоящей работе результаты подтверждают основные выводы этих работ. Во-первых, при деформации растяжением СЭ наблюдается в широком температурном интервале от 203 до 348 К, кривые СЭ имеют характерный флагообразный вид, величина механического гистерезиса зависит от размера частиц -фазы, температуры испытания, величины деформации превращения в цикле «нагрузка - разгрузка» и составляет от 4 до 6 %. Во-вторых, при сжатии величина СЭ не превышает 2-3 %, кривые СЭ имеют «зуб текучести» при  ≤ 2-3 %, величина механического гистерезиса значительно больше, чем при растяжении. В-третьих, величина  = dкр/dT на стадии развития γ-α МП под нагрузкой в настоящей работе не зависит от способа деформации растяжения/сжатия при всех исследованных временах старения при 873 К (рис. 1, 4 и 6). Ранее в [001]-кристаллах FeNi CoAlTa [3], состаренных при 873 К в течение 6 ч, было показано, что рпри растяжении и сж при сжатии равны друг другу и, следовательно, не зависят от способа деформации, как и в настоящей работе. При увеличении времени старения до 24 ч рпри растяжении становится равной 4.34 МПа/К, а сжпри сжатии 3.4 МПа/К; при старении в течение 90 ч при растяжении р = = 4.12 МПа/К, при сжатии сж = 2.89 МПа/К. Таким образом, с увеличением времени старения рстановится больше, чем сж. В кристаллах FeNiCoAlNb после старения при 973 К в течение 3 ч при растяжении р = 2.7 МПа/К, а при сжатии сж = 1.4 МПа/К [18]. В кристаллах FeNiCoAlTi, состаренных в течение 3 ч при 973 К р = 2.7 МПа/К, сж = 2.3 МПа/К [6]. Из приведенных выше данных следует, что соотношение между р и сж определяется химическим составом сплавов и режимами старения, которые, в свою очередь, приводят к различным размерам частиц -фазы. В кристаллах FeNiCoAlTi, как установлено в настоящей работе, значения р/сж оказываются близкими к единице, что свидетельствует об отсутствии асимметрии напряжений начала γ-α' МП под нагрузкой. Интересно, что при малых размерах частиц -фазы d = 4-6 нм при старении в течение от 3 до 8 ч при 873 К р = сж (рис. 1, 4 и 6). При увеличении размера частиц до 10 нм при старении в течение 3 ч при 973 К р > сж. В кристаллах FeNiCoAlTa наблюдается аналогичная рассмотренной выше зависимость р и сж от размера частиц: при малых размерах частиц -фазы d ≤ 4 нм (старение 873 К, 6 ч) р ≈ сж. С увеличением времени старения и соответственно размера частиц -фазы р > сж [3]. Наибольшее различие между р и сж установлено в кристаллах FeNiCoAlNb, состаренных при 973 К, 3 ч с d = 10 нм, где р= 2.8 МПа/К, сж = 1.4 МПа/К [18]. Рис. 8. Кривые «деформация - температура» при постоянных приложенных напряжениях для [001]-монокристаллов сплава Fe - 28 % Ni - 17 % Co - 11.5 % Al - 2.5 % Ti, состаренных при 873 К в течение 8 ч При анализе этих экспериментальных данных о зависимости от способа деформации - растяжения/сжатия, размера частиц d и типа пятого легирующего элемента X = Ta, Nb, Ti в спла¬вахFeNiCoAlX используем соотношение (1), из которого следует, что величина определяется значениями H, 0, Т0. Можно предположить, что H и Т0 не зависят от способа деформации растяжения/сжатия и, следовательно, только зависимость величины 0 от способа деформации будет определять значения р и сж. Теоретический расчет деформации решетки при γ-α МП в [001]-ориентации показывает, что при растяжении ε0р = 8.7 %, при сжатии ε0cж = 15.5 % [10, 11]. Такой расчет проведен в предположении, что монокристалл -фазы переходит в монокристалл -мартен¬сита без трансформационных двойников {112} в мартенсите. Если предположить, что начало γ-α МП под нагрузкой определяется образованием монокристаллических ламелей -мартен¬сита, то сж должно быть меньше р. Теоретические расчеты деформации превращения под нагрузкой с использованием теории минимизации энергии [11] показывают, что образование двойников превращения {112} в -мартенсите необходимо для появления габитусной плоскости, разделяющей аустенит и мартенсит. При растяжении вдоль [001]-направления двойники превращения не изменяют деформацию решетки и ε0р[001] = εCVPр = 8.7 % и приложенные напряжения не взаимодействуют с двойниками превращения из-за равных нулю факторов Шмида для {112} двойников в мартенсите. Это означает, что габитусная плоскость не изменяется при приложении нагрузки и под нагрузкой происходит образование преимущественного варианта мартенсита с максимальным фактором Шмида, с чем связаны экспериментально наблюдаемые значения обратимой деформации при СЭ и ЭПФ и малые значения механического Δσ и температурного ΔТh гистерезисов. При деформации сжатием расчеты показывают, что мартенсит может иметь сдвойникованную структуру и деформация, связанная с ее образованием εCVPсж = 7.9 %, а затем может происходить раздвойникование с деформацией εdetwсж = 7.6 % и общая деформация ε0сж[001] = εCVPсж + εdetwсж = 15.5 %. Таким образом, из вышесказанного следует, что р будет равно сж, если под нагрузкой при растяжении и сжатии начало γ-α МП связано с образованием сдвойникованного -мартенсита: εCVPр = 8.7 % и εCVPсж = 7.6 %. Экспериментально значения р и сж оказываются близкими в [001]-кристаллах FeNiCoAlTi при старении в течение 3-8 ч при 873 К, в FeNiCoAlTa - при старении в течение 6 ч при 873 К, когда частицы -фазы малы d = 4-6 нм. Следовательно, можно предположить, что при малых размерах частиц -фазы начало γ-α МП под нагрузкой происходит за счет образования сдвойникованного мартенсита как при растяжении, так и при сжатии. Интересно, что в этом случае при малых степенях деформации ε < 1-2 % при деформации сжатием наблюдается СЭ, которая обычно имеет место, когда граница «аустенит - мартенсит» оказывается подвижной и определяется сдвойникованной структурой мартенсита. Увеличение степени деформации при сжатии сопровождается ростом механического гистерезиса, который связан с раздвойникованием -мартен¬сита. При раздвойниковании мартенсита {112} двойники при своем движении взаимодействуют с наноразмерными частицами -фазы, приводят к росту рассеянной энергии Gdis при γ-α МП под нагрузкой. Раздвойникование приводит к отклонению плоскости габитуса по сравнению с ее положением при охлаждении при Т < Ms. В результате на границах «аустенит - мартенсит» возникают внутренние напряжения, которые могут превысить напряжения пластического течения в аустените. Эти дефекты затрудняют обратное движение межфазных границ, приводят к росту механического гистерезиса Δσ, стабилизации -мартенсита при ε ≥ 3-5 % и отсутствию СЭ. В работе [18] р > сж и частицы -фазы имели размеры 8-10 нм, которые оказались больше, чем размер частиц -фазы d = 4-6 нм в кристаллах FeNiCoAlTi, исследованных в настоящей работе. Можно предположить, что процессы раздвойникования мартенсита зависят от размера частиц -фазы и с ростом размера частиц раздвойникование может происходить с самого начала γ-α МП под нагрузкой. В этом случае деформация при γ-α МП под нагрузкой при сжатии в 2 раза больше, чем при растяжении и, следовательно, согласно соотношению (1), р > сж. Экспериментально такое соотношение между р и сж наблюдается в кристаллах FeNiCoAlNb [18]. Физическая причина влияния размера частиц на процессы раздвойникования требует дополнительных исследований механизмов взаимодействия двойникующих дислокаций с частицами -фазы. Можно предположить, что при малых размерах частицы -фазы имеют когерентное сопряжение с решеткой мартенсита и двойники могут срезать частицы -фазы [25, 26]. Для этого требуется высокий уровень напряжений, который не достигается при начале γ-α МП под нагрузкой из-за необходимости создания в частицах -фазы высокоэнергетического дефекта - дефекта упаковки и антифазной границы [25]. Это подавляет процесс раздвойникования при сжатии на ранних стадиях превращения в случае малых частиц, и СЭ наблюдается, пока не будут достигнуты напряжения, необходимые для раздвойникования. С ростом размера частиц может происходить изменение механизма взаимодействия двойников с частицами от их срезания к огибанию. В этом случае в частицах -фазы не образуется высокоэнергетический дефект, огибание происходит при напряжениях начала γ-α МП под нагрузкой и раздвойникование имеет место с самого начала γ-α МП под нагрузкой. Заключение 1. Экспериментально показано, что выделение наноразмерных частиц -фазы размером d = 4-6 нм приводит к развитию γ-α МП под нагрузкой при деформации растяжением и сжатием. Напряжения, необходимые для начала γ-α МП под нагрузкой, возрастают по линейному закону с ростом температуры испытания в соответствии с соотношением Клапейрона - Клаузиуса. 2. Установлено, что величина  = dкр/dT и напряжения кр для начала γ-α МП под нагрузкой в [001]-кристаллах FeNiCoAlTi с размером частиц -фазы d ≤ 4-6 нм не зависят от способа деформации растяжения/сжатия и, следовательно, не наблюдается асимметрии напряжений для начала развития γ-α МП под нагрузкой. 3. Установлена зависимость величины деформации превращения, механического гистерезиса, интервала сверхэластичности от способа деформации - растяжения/сжатия. Малые значения механического гистерезиса  при ε < 2 % при растяжении связаны с образованием сдвойникованного -мартенсита. Сильная зависимость механического гистерезиса от величины деформации превращения при сжатии может быть связана с образованием сдвойникованного -мартенсита при малых значениях деформации превращения εпр < 1 % с последующим его раздвойникованием при ε ≥ 1-3 %. 4. Анализ известных литературных данных по влиянию способа деформации растяжения/сжатия кристаллов FeNiCoAlX (X = Ta, Nb, Ti) показывает, что асимметрия напряжений кр начала γ-α МП под нагрузкой оказывается незначительной или отсутствует при малых размерах частиц -фазы d ≤ 4-6 нм. Рост размера частиц -фазы до 8-12 нм приводит к появлению асимметрии кр и  = dкр/dT: кр начала γ-α МП под нагрузкой и  = dкр/dT при сжатии оказываются меньше, чем при растяжении.

Скачать электронную версию публикации