A study of structure of metastable Cu–Zn alloys with shape memory effect

Cover Page

Cite item

Full Text

Abstract

Methods of transmission and scanning electron microscopy are used to study premartenstic states and their relation to martensitic transformations in the alloys Cu–38 wt% Zn and Cu–39.5 wt% Zn with shape memory effect. Analysis of the observed diffusion scattering of electrons is carried out, including in situ experiments at heating and cooling and the defect condition of the internal substructure of austenite and martensite. The crystallographic models of martensitic transitions β2 →β2′, β2 →β2′′, and β2 →γ2′ are proposed based on the crystallographic data obtained in the premartensitic state.

Full Text

ВВЕДЕНИЕ

В течение последних нескольких десятков лет большое внимание уделялось изучению предмартенситных явлений и мартенситных превращений как в сталях, так и в сплавах на основе цветных металлов. Цветные сплавы, испытывающие термоупругие мартенситные превращения (ТМП), привлекают обусловленными этими превращениями эффектами памяти формы (ЭПФ), эластичностью, демпфированием и составляют особую важную группу интеллектуальных и конструкционных материалов [1–7].

Анализ влияния химического состава, внешних температурных и силовых воздействий на ТМП позволил установить температурную зависимость ТМП, морфологию и типы мартенситных фаз, свойства и ряд новых физических эффектов в сплавах с ТМП [8–11]. Кроме того, в настоящее время к традиционным экспериментальным подходам по изучению фазовых термоупругих мартенситных переходов добавились теоретические представления, основанные на построении моделей, описывающих структурно-фазовые превращения и формирование мартенситных кристаллов [12, 13].

Крайне важными остаются исследования и предпереходных предмартенситных состояний, оказывающих ключевое влияние как на особенности зарождения и последующий рост мартенситных кристаллов при ТМП, так и на физико-механические свойства [2, 5, 6].

Легированные β-сплавы, атомноупорядоченные на основе сверхструктур B2 и D03, с ТМП и ЭПФ систем Cu–Al, Cu–Al–Ni, Cu–Al–Zn, Cu–Zn–Sn и других на их основе отличают лучшие по сравнению с B2-сплавами никелида титана тепло- и электропроводность, технологическая обрабатываемость и гораздо меньшая стоимость производства [1–4]. Монокристаллы медных сплавов обладают превосходными характеристиками ЭПФ, но в поликристаллическом состоянии они имеют неудовлетворительные пластичность, прочность, трещиностойкость и усталостную долговечность [2, 3, 14]. В частности, это обусловлено тем, что релаксация полей упругих напряжений, возникающих при эстафетной передаче деформации скольжением, двойникованием или ТМП через границы зерен, затруднена в сплавах, упорядоченных по типу B2 или D03, что провоцирует образование трещин на границах крупных зерен и непосредственно приводит к хрупкому интеркристаллитному разрушению.

В настоящее время пластичные сплавы Cu–Zn являются более предпочтительными для практического применения [2, 3, 14]. При концентрации Zn в пределах 38–42% в них отсутствует эвтектоидный распад и, как следствие, не наблюдается интеркристаллитное разрушение, позволяя использовать их в качестве интеллектуальных сплавов с ЭПФ [2, 3].

В β-сплавах Cu–Zn, как и в β-сплавах Cu–Al–Ni [15–22], кинетикой распада высокотемпературной β-фазы и температурами ТМП можно управлять посредством легирования и/или скоростью охлаждения при закалке из высокотемпературной β- или (α+β)-области [2, 3, 23, 24]. Даже при быстром охлаждении неупорядоченные α- и β-фазы испытывают некоторое расслоение (с возможным обогащением β и, соответственно, обеднением α-фазы) и фазовый переход “беспорядок–порядок” c образованием новой β2-фазы, характеризуемой упорядоченной структурой типа B2. И, кроме того, начиная от температуры несколько выше комнатной (КТ), при охлаждении реализуется ТМП из ОЦК в тетрагональную 3R, моноклинную (близкую к орторомбической) 9R и гексагональную 2H структуру с последовательностью “укладок” плоскостей ABC, ABCBCACAB и AB соответственно. [2–4]. Зависимости критических температур начала прямого (Ms) и конца обратного (Af) ТМП, а также температура T0, отвечающая равной концентрации α- и β-фаз в двухфазной области (α+β), приведены в работах [2, 3, 24].

Ранее было также установлено, что медные β-сплавы в предмартенситном состоянии испытывают сильное размягчение модуля упругости C′ по системе сдвига {110}<11¯0> и, соответственно, рост упругой анизотропии A=C44/C′ [2, 3, 6, 22]. Однако структурные особенности метастабильного состояния этих сплавов высокоразрешающими методами электронной микроскопии и микродифракции электронов не исследованы в полной мере [2, 3, 6, 23–24]. Поэтому целью настоящей работы является исследование особенностей микроструктуры в предмартенситном состоянии и его связи с ТМП в сплавах Cu–Zn.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Сплавы Сu–38Zn и Сu–39.5Zn (здесь и далее в мас.%) были получены из компонентов Cu и Zn чистотой 99.99%. Химический состав слитков установлен методом спектрального анализа. Слитки подвергали горячей ковке в пруток сечением 10х10 мм при 700–800°С и после дополнительного отжига в печи при температуре 800°С (30 минут) закаливали в воде. Использовали оптический (ОМ) микроскоп Альтами 2С, растровый (РЭМ) и просвечивающий (ПЭМ) электронные микроскопы: Tescan Mira, Tecnai G2 30 и JEM 200 CX. Анализ микроструктур и картин дифракции при низких температурах проводили в специальном держателе в ПЭМ с возможностью охлаждения образца жидким азотом.

Для количественных измерений интенсивности диффузного рассеяния электронов использовали программное обеспечение Digital Micrograph при обработке электронограмм с применением функции нормального распределения Гаусса для построения профилей интенсивности.

РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ

На рис. 1а, б представлены типичные ОМ- и РЭМ-картины зеренной микроструктуры закаленных после ковки сплавов Сu–38Zn и Сu–39.5Zn с размерами зерен менее 50 мкм. β-аустенит данных сплавов испытал фазовый переход “беспорядок–порядок” β→β2(B2) ниже температур 450–470°C и выше температуры Ms [2, 3]. Многозародышевый механизм перехода образует особую субструктуру так называемых антифазных доменов (АФД) [25]. Они визуализируются появлением их границ (АФГ) на светло- и темнопольном (например, в сверхструктурном отражении 001) ПЭМ-изображениях (рис. 1в, г). Ранее нами было установлено [20], что в сплавах системы Cu–Al–Ni аустенит имеет упорядоченную по типу D03- структуру, и при ТМП дальний атомный порядок наследуется структурой мартенсита. Это определяет их ориентационную кристаллоструктурную обратимость и фазовую термоупругость. В исследуемых сплавах Cu–Zn β2-аустенит является упорядоченным по типу B2. На рисунке 1в, г наблюдаются АФГ лабиринтной морфологии, ориентированные преимущественно по кристаллографическим плоскостям типа {100} и {110}.

 

Рис. 1. ОМ (а), РЭМ (б), ПЭМ-изображения (светло- (г) и темнопольное в сверхструктурном рефлексе 001В2 (в)) микроструктуры и микроэлектронограммы (с осью зоны (о.з.) [110]B2 (д) и [331]B2 (е)) сплавов Сu–39.5Zn (а, в, д) и Сu–38Zn (б, г, е) после закалки от 800°С, 30 мин. Исследование структуры проведено при КТ.

 

При ПЭМ-исследованиях на светло- и темнопольных изображениях B2-аустенита также виден полосчатый твидовый дифракционный контраст (рис. 2–4). При изменении угла наклона образца в гониометре происходит закономерное изменение дифракционных условий. Погасание твидового контраста отвечает условию (g×R)=0 (где g — вектор действующего отражения в обратной решетке (ОР), R — вектор смещений в атомно-кристаллической решетке) [6]. Следовой кристаллографический анализ показал, что “твид” на ПЭМ-изображениях ориентирован вдоль различных направлений, являющихся пересечениями плоскостей {110} с плоскостью фольги. При этом твидовый контраст может быть образован пересекающимися полосами (например, на рис. 2а, б, 3б вследствие отражения с g, равным 020 или 002 В2) или одинаково направленными полосами (см. рис. 3а, 4а, б для отражений с g, равным 011 В2). Размеры образованных равноосных или пластинчатых элементов тонкой структуры не превышают 10 нм в зависимости от условий дифракции (рис. 2–4). На изображениях дислокаций, особенно наклонно залегающих, отмечается усиление твидового “бусчатого” контраста (рис. 3а). Дислокационная структура выявляет предпочтительные области для зарождения мартенситных кристаллов при ТМП [5, 6].

 

Рис. 2. Светлопольные ПЭМ-изображения твидового контраста (а, б) и соответствующая микроэлектронограмма ((в) — о.з. [100]B2) двухфазного (β2+3R)-сплава Cu–38Zn при КТ.

 

Рис. 3. Светлопольные ПЭМ-изображения твидового контраста (а, б) и соответствующие микроэлектронограммы ((в) — о.з. [111]B2 и (г) — о.з. [110]B2) однофазного β2-сплава Cu–39.5Zn при КТ.

 

Рис. 4. Светлопольные ПЭМ-изображения твидового контраста (а, б) и соответствующие микроэлектронограммы ((в) — о.з. [711]B2 и (г) — о.з. [311]B2) однофазного β2-сплава Cu–39.5Zn при –100°С.

 

Периодические решеточные смещения атомов приводят к образованию сателлитов на диффузных тяжах, описываемых волновыми векторами ±k и соответствующими им векторами поляризации ek [6]. Для ОЦК-решеток показано, что моды смещений атомов описываются следующим образом:

  • поперечная волна с k=1/2<110>*, ek||<11¯0>;
  • поперечная волна с k1=1/6<110>*, ek||<11¯0>;
  • поперечная волна с k2=1/3<110>*, ek||<11¯0> [6].

На рис. 5 построены полные спектры волн атомных смещений в k-пространстве ОР изученных сплавов [6]. Периодичность диффузного рассеяния электронов и закономерные погасания и усиления твидового контраста позволяют установить их соответствие с локализованными поперечными и продольными коротко- и длинноволновыми смещениями атомов, искажающими исходную аустенитную кристаллическую решетку [6]. Качественно они согласуются с аналогичными спектрами для D03 сплавов Cu–Al–Ni. Анализ этих данных важен для выявления структурного механизма зарождения ТМП в сплавах Cu–Zn, а также их реальной микроструктуры. Коротковолновые акустические смещения плотноупакованных по <111> цепочек атомов друг относительно друга в спектре тепловых колебаний (рис. 5а) в ОЦК-сплавах обусловливают рассеяние между рефлексами в виде плоских диффузных слоев {111}* [6]. В согласии с [5] по мере размягчения модулей упругости, особенно C′ [6, 22], амплитуды и корреляции таких своеобразных линейных дефектов типа смещений атомов нарастают прежде всего для плотноупакованных плоскостей {110}. Диффузное рассеяние имеет вид сплошных тяжей по <110>* тогда, когда амплитуда и корреляции смещений цепочек атомов в плотноупакованных плоскостях {110} выше, чем смещений плоскостей друг относительно друга [6].

 

Рис. 5. Спектры волн атомных смещений в виде плоских поперечных сечений (001)*, (110)*, и (111)* обратного k-пространства (а) и в окрестности узлов обратной решетки в плоскостях (001)* и (110)* (б, в). Проекции ek для k волн повышенной амплитуды и, следовательно, более интенсивного диффузного рассеяния показаны точками, стрелками или штрихами.

 

Характер твидового контраста может быть описан ближним порядком смещений атомов (БПС). C БПС [6] связывают атомные смещения, локализованные в нанообластях, структура и симметрия которых не совпадает со структурой исходной матрицы, судя по эффектам диффузного рассеяния [5–7]. Пространственное расположение и периодический характер сопряжения этих нанообластей с матрицей определяет длинноволновую модуляцию смещений и, соответственно, вид диффузного рассеяния вблизи брэгговских отражений (см. рис. 5б, в). Спектр волн с векторами k и ek в окрестности узлов обратной решетки описывает как длинноволновые, так и коротковолновые смещения (см. рис. 5б, в). Наличие продольных волн смещений типа <100>*k, <100>*e ответственно за продольную бейновскую дисторсию [6].

Следующей при внутрифазовой трансформации структуры аустенита является стадия появления длиннопериодных наномодулированных промежуточных структур сдвига (ППС), развивающаяся при охлаждении сплавов ниже некоторой температуры Тнс. На дифракционной картине эта стадия фиксируется по появлению сателлитов типа “1/6”, “1/3” и “1/2” и названа стадией слабо несоразмерных сателлитов (нс) [6]. Выделяют ПСС-I для сателлитов типа “1/6” и “1/3” и ПСС-II для сателлитов типа “1/2” (рис. 1–6) [20]. Схематическое изображение сателлитной стадии, характеризуемой упорядоченными ПСС-I и ПСС-II, которая следует за БПС, представлено на рис. 6. Вместе с тем структура таких метастабильных сплавов в среднем должна сохранять исходную кубическую симметрию.

 

Рис. 6. Схемы перетасовочных смещений, обеспечивающих преобразования кубической решетки B2 по типу ПСС-I (а) и ПСС-II (б) в сплавах Cu–Zn.

 

Количественный цифровой анализ интенсивности диффузного рассеяния для микроэлектронограмм в двух сечениях (100)* и (111)*, фрагменты которых представлены на рис. 7а, б, описывает сателлиты типа “1/6”, “1/3” и “1/2”, ответственные за появление ПСС-I и ПСС-II. Отметим, что сплошные жирные линии на рис. 7в, г представляют собой профили интенсивности диффузного рассеяния электронов, рассчитанные с использованием функции Гаусса.

 

Рис. 7. Профили интенсивности при сканировании диффузного рассеяния вдоль нерадиальных тяжей с сателлитами типа 1/6 <110>*, 1/3 <110>*, 1/2 <110>* на микроэлектронограммах с о.з. [100]B2 Cu–38Zn (а) и о.з. [111]B2 сплава Cu–39.5Zn (б). Сплошные тонкие черные линии представляют профили интенсивности, сплошные жирные линии — профили, рассчитанные с использованием функции Гаусса, штриховые линии представляют собой рассчитанные профили для сателлитов типа 1/6 <110>*, 1/3 <110>*, 1/2 <110>*.

 

Таким образом, электронно-микроскопические данные и кристаллографические варианты перестройки структур показывают, что возрастает локальная неустойчивость решетки аустенита. Появляющиеся локальные нанообласти смещенных атомов отличаются от исходной структуры при сохранении с ней когерентной связи и приближаются к структуре мартенситных фаз [6, 15]. Важно, что экспериментально по микроэлектронограммам было установлено появление рефлексов типа 001 β2″(9R) и 001 γ2′(2H) образующихся мартенситных кристаллов фаз β2″ и γ2′ на месте сателлитов типа “1/3” и “1/2” (см. рис. 8, 9). Это подтверждает предлагаемый структурный механизм ТМП (рис. 10). Кроме того, видно, что при зарождении и росте мартенситных кристаллов возникает большое количество β2′(3R) двойников в сплаве Cu38Zn или планарных хаотических дефектов упаковки, параллельных базисной плоскости типа {001}, в сплаве Cu39.5Zn для всех β2′-, β2″- и γ2′-мартенситных фаз. На рис. 9 характерные особенности диффузного рассеяния от дефектов упаковки видны в виде четких сплошных штрихов через мартенситные брэгговские рефлексы.

 

Рис. 8. Светло- (а, в) и темнопольное (б) в рефлексе 3R двойника (с о.з. [010]3R, близкой [11¯1]B2) изображения микроструктуры двойникованного β2′ (3R) (а, б) и длиннопериодного β2″ (9R) (в, г) мартенсита и соответствующие микроэлектронограммы ((б) — на вставке, (г) — о.з. [010]2H, близкой [11¯1]B2) сплава Cu–38Zn.

 

Рис. 9. Светло- (а, в) и темнопольное (б) ПЭМ-изображения микроструктуры орторомбического β2″(9R) (а, б, г, д) и гексагонального γ2′(2H) мартенсита (в, е) и соответствующие микроэлектронограммы (с о.з. [010]9R (г, д), близкой [11¯1]B2, и о.з. [010]2H (е)) сплава Cu–39.5Zn. Наблюдения при температуре –150°С.

 

Следовой кристаллоструктурный анализ позволил определить ориентационные соотношения обнаруживаемых аустенитной и мартенситных фаз: (110)B2||(001)3R||(001)9R||(001)2H; [1¯12]B2||[100]3R||[100]9R||[100]2H.

Очевидно, что появление дефектов упаковки обусловлено многозародышевым механизмом образования кристаллов из нанодоменов ПСС-I и ПСС-II (см. схемы на рис. 6, 10).

 

Рис. 10. Схемы перестройки кристаллической решетки типа B2→3R (ABC), B2→9R (а) и B2→2H (AB) мартенсита (б) в сплавах Cu–Zn.

 

Важно что, ПСС-домены являются особыми “неклассическими” нанодоменами (со структурой, неидентичной структуре как аустенитной, так и будущих мартенситных фаз), становясь центрами зародышеобразования кристаллов мартенсита. В изучаемых сплавах может быть реализована перестройка в реальную структуру мартенсита по трем различным каналам: β2→β2′(3R), β2→β2″(9R) и β2→g2′(2H) (см. рис. 8, 9). При синхронизации однородной дисторсии типа Бейна и поперечных волн статических смещений атомов, описывающих структуру в нанодоменах ПСС-I волнами типа 1/6 и 1/3<110>k<11¯0>e (включая их возможную суперпозицию), задается перестройка β2→β2′(3R) и β2→β2″(9R) (рис. 6а). А при сочетании соответствующей однородной дисторсии Бейна с модой периодических перетасовочных смещений типа 1/2<110>k<11¯0>e, формирующих структуру нанодоменов ПСС-II (рис. 6б), кристаллографически задается перестройка b2→γ2′(2H) (рис. 9в, е).

При этом, очевидно, имеют место локальные нарушения идеальной укладки по базисной плоскости, что вызывает различные “сбои” в чередовании слоев в виде дефектов упаковки, кристаллографически интерпретируемые как нано/субмикропрослойки типа (3R/9R) или (9R/2H) [2, 7].

Известно, что сплавы Cu–Zn, метастабильные по отношению к ТМП, имеют низкие значения модуля сдвига C′ по сравнению с C44 и, соответственно, высокие значения анизотропии упругих модулей A=C44/C′ (~9 единиц) [2, 3, 6]. Поэтому доминируют локализованные нанодомены БПС и ПСС по типу <110>k, <11¯0>e и, соответственно, специфическая морфология нанодоменов, определяя кристаллографию сдвиговой трансформации при ТМП по единственному каналу атомных смещений двойникующего (для β2′(3R)) или перетасовочного (для γ2′(2H)) типа {110}<11¯0>. Варианты длиннопериодической сдвиговой модуляции возможны по типу “ушестирения”, “утроения” и “удвоения”, что отвечает в сплаве Cu–38Zn мартенситной фазе β2″(9R), а в сплаве Cu–39.5Zn — β2″(9R) и γ2′(2H) (рис. 10).

ВЫВОДЫ

В работе впервые подробно исследованы твидовый контраст и диффузное рассеяние электронов в сплавах Cu–Zn с кристаллической решеткой типа B2 методами in situ просвечивающей электронной микроскопии с использованием температурных приставок для нагрева или охлаждения в колонне микроскопа.

  1. Установлено, что в исследованных сплавах кристаллоструктурными предвестниками мартенситных фаз 3R, 9R и 2H в предмартенситном B2-состоянии являются длиннопериодные промежуточные наноструктуры сдвига двух типов ПСС-I и ПСС-II. Это следует из появления диффузных экстрарефлексов (сателлитов) типа 1/2, 1/3, 1/6 <110>* на картинах микроэлектроннограмм.
  2. Обнаружено, что в менее легированном сплаве Cu–38Zn при ТМП образуются β2′(3R) и γ2′(2H) мартенситные фазы, тогда как в сплаве Cu–39.5Zn дополнительно выявляется длиннопериодный мартенсит β2″(9R).
  3. Определены ориентационные соотношения аустенитной и мартенситных фаз в сплавах, наследуемые от их предпереходного состояния: (110)B2||(001)3R||(001)9R||(001)2H; [1¯12]B2||[100]3R||[100]9R||[100]2H.
  4. На основе анализа эффектов диффузного рассеяния и твидового контраста в предмартенситном состоянии, а также внутренних дефектов мартенситных структур предложены кристаллографические механизмы зарождения и роста мартенсита β2→β2′ и β2→γ2′ в сплаве Cu–38Zn и β2→β2″ и β2→γ2′ в сплаве Cu–39.5Zn. Наноструктурное состояние в преддверии ТМП наследуется указанными мартенситными фазами.

Результаты исследований, посвященные изучению фазовых превращений, аустенитных и мартенситных структур сплавов Cu–38Zn и Cu–39.5Zn методами оптической, растровой и просвечивающей электронной микроскопии, получены А.Э. Свиридом за счет средств Российского научного фонда (проект РНФ № 22-72-00056, https://rscf.ru/project/22-72-00056/, ИФМ УрО РАН).

Результаты ПЭМ-исследований, посвященные изучению, анализу и цифровому моделированию диффузного рассеяния в предпереходном аустенитном состоянии сплавов, получены Н.Н. Курановой, В.Г. Пушиным и С.В. Афанасьевым в рамках государственного задания МИНОБРНАУКИ России (тема “Структура”, №Г.р. № 122021000033-2).

Работа выполнена с использованием оборудования ЦКП “Испытательный центр нанотехнологий и перспективных материалов” ИФМ УрО РАН.

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

×

About the authors

A. E. Svirid

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

Author for correspondence.
Email: svirid@imp.uran.ru
Russian Federation, Ekaterinburg, 620108

N. N. Kuranova

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

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

V. G. Pushin

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

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

S. V. Afanas’ev

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

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

References

  1. Perkins J. Ed. Shape Memory Effects in Alloys. Plenum. London: UK, 1975. 583 p.
  2. Варлимонт Х., Дилей Л. Мартенситные превращения в сплавах на основе меди, серебра и золота. М.: Наука, 1980. 205 с.
  3. Ооцука К., Симидзу К., Судзуки Ю., Сэкигути Ю., Тадаки Ц., Хомма Т., Миядзаки С. Сплавы с эффектом памяти формы. М.: Металлургия, 1990. 224 с.
  4. 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.
  5. Хачин В.Н., Пушин В.Г., Кондратьев В.В. Никелид титана: Структура и свойства. Москва: Наука, 1992. 160 с.
  6. Пушин В.Г., Кондратьев В.В., Хачин В.Н. Предпереходные явления и мартенситные превращения. Екатеринбург: УрО РАН, 1998. 368 с.
  7. 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.
  8. 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.
  9. Planes A., Mañosa L., Acet M. Magnetocaloric effect and its relation to shapememory properties in ferromagnetic Heusler alloys // J. Phys. Condensed Matter. 2009. V. 21. P. 233201.
  10. Cui J., Wu Y., Muehlbauer J., Hwang Y., Radermacher R., Fackler S., Wuttig M., Takeuchi I. Demonstration of high efficiency elastocaloric cooling with large δT using NiTi wires // Appl. Phys. Lett. 2012. V. 101. P. 073904.
  11. Mañosa L., Jarque-Farnos S., Vives E., Planes A. Large temperature span and giant refrigerant capacity in elastocaloric Cu–Zn–Al shape memory alloys // Appl. Phys. Lett. 2013. V. 103. P. 211904.
  12. Волков А.Е., Иночкина И.В. Модель обратимой памяти формы мартенситного типа в материалах с термоупругим превращением // Вестник ТГУ. 1998. Т. 3. С. 231–233.
  13. Razumov I., Gornostyrev Yu. Role of magnetism in lattice instability and martensitic transformation of Heusler alloys // Metals. 2023. V. 13. P. 843.
  14. Dasgupta R. A look into Сu-based shape memory alloys: Present Scenario and future prospects // J. Mater. Res. 2014. V. 29. № 16. P. 1681–1698.
  15. Pushin V., Kuranova N., Marchenkova E., Pushin A. Designand Development of Ti–Ni, Ni–Mn–Ga and Cu–Al–Ni-based Alloys with High and Low Temperature Shape Memory Effects // Materials. 2019. V. 12. P. 2616–2640.
  16. Лукьянов А.В., Пушин В.Г., Куранова Н.Н., Свирид А.Э., Уксусников А.Н., Устюгов Ю.М., Гундеров Д.В. Влияние термомеханической обработки на структурно-фазовые превращения в сплаве Cu-14Al-3Ni с эффектом памяти формы, подвергнутом кручению под высоким давлением // ФММ. 2018. Т. 119. № 4. С. 393–401.
  17. Свирид А.Э., Лукьянов А.В., Пушин В.Г., Белослудцева Е.С., Куранова Н.Н., Пушин А.В. Влияние температуры изотермической осадки на структуру и свойства сплава Cu-14 мас.% Al-4 мас.% Ni с эффектом памяти формы // ФММ. 2019. Т. 120. С. 1257–1263.
  18. Свирид А.Э., Пушин В.Г., Куранова Н.Н., Белослудцева Е.С., Пушин А.В., Лукьянов А.В. Эффект пластификации сплава Cu-14Al-4Ni с эффектом памяти формы при высокотемпературной изотермической осадки // Письма в ЖТФ. 2020. Т. 46. C. 19–22.
  19. Свирид А.Э., Лукьянов А.В., Пушин В.Г., Куранова Н.Н., Макаров В.В., Пушин А.В., Уксусников А.Н. Применение изотермической осадки для мегапластической деформации beta-сплавов Cu–Al–Ni // ЖТФ. 2020. Т. 90. С. 1088–1094.
  20. Пушин В.Г., Куранова Н.Н., Макаров В.В., Свирид А.Э., Уксусников А.Н. Электронно-микроскопическое исследование метастабильных сплавов на основе Cu–Al–Ni с эффектом памяти формы // ФММ. 2021. Т. 122. С. 1196–1204.
  21. Pushin V.G., Kuranova N.N., Svirid A.E., Uksusnikov A.N., Ustyugov Y.M. Design and Development of High-Strength and Ductile Ternary and Multicomponent Eutectoid Cu-Based Shape Memory Alloys: Problems and Perspectives // Metals. 2022. V. 12. P. 1289 (32 pages).
  22. Sedlak P., Seiner H., Landa M., Novák V., Šittner P., Manosa L.I. Elastic Constants of bcc Austenite and 2H Orthorhombic Martensite in CuAlNi Shape Memory Alloy // Acta Mater. 2005. V. 53. P. 3643–3661.
  23. Hornbogen E. The effect of variables on martensitic transformation temperatures // Acta Met. 1985. V. 33. № 4. P. 595–601.
  24. Otsuka K., Wayman C.M., Kubo H. Diffuse Electron Scattering in β–phase alloys // Met. Trans. A. 1978. V. 9A. P. 1075–1085.
  25. Глезер А.М., Молотилов Б.В. Упорядочение и деформация сплавов железа. М.: Металлургия, 1984. 168 c.

Supplementary files

Supplementary Files
Action
1. JATS XML
Download
2. Fig. 1. OM (a), SEM (b), TEM images (bright- (d) and dark-field in the superstructure reflection 001B2 (c)) of the microstructure and microelectron diffraction patterns (with the zone axis (z.) [110]B2 (d) and [331]B2 (e)) of Cu–39.5Zn (a, c, d) and Cu–38Zn (b, d, e) alloys after quenching from 800°C for 30 min. The structure was studied at CT.

Download (77KB)
Indexing metadata
3. Fig. 2. Bright-field TEM images of tweed contrast (a, b) and the corresponding microelectron diffraction pattern ((c) — o.z. [100]B2) of the two-phase (β2+3R)-alloy Cu–38Zn at RT.

Download (31KB)
Indexing metadata
4. Fig. 3. Bright-field TEM images of tweed contrast (a, b) and corresponding microelectron diffraction patterns ((c) — [111]B2 RC and (d) — [110]B2 RC) of single-phase β2-alloy Cu–39.5Zn at RT.

Download (44KB)
Indexing metadata
5. Fig. 4. Bright-field TEM images of tweed contrast (a, b) and corresponding microelectron diffraction patterns ((c) — o.z. [711]B2 and (d) — o.z. [311]B2) of single-phase β2-alloy Cu–39.5Zn at –100°C.

Download (49KB)
Indexing metadata
6. Fig. 5. Spectra of atomic displacement waves in the form of flat cross sections (001)*, (110)*, and (111)* of the reciprocal k-space (a) and in the vicinity of the reciprocal lattice nodes in the (001)* and (110)* planes (b, c). The ek projections for k waves of increased amplitude and, consequently, more intense diffuse scattering are shown by dots, arrows, or dashes.

Download (22KB)
Indexing metadata
7. Fig. 6. Schemes of shuffling displacements providing transformations of the cubic lattice B2 according to the PSS-I (a) and PSS-II (b) types in Cu–Zn alloys.

Download (14KB)
Indexing metadata
8. Fig. 7. Intensity profiles during scanning of diffuse scattering along non-radial strands with satellites of the 1/6 <110>*, 1/3 <110>*, 1/2 <110>* type in microelectron diffraction patterns with the [100]B2 Cu–38Zn (a) and the [111]B2 Cu–39.5Zn alloy (b). Solid thin black lines represent intensity profiles, solid bold lines represent profiles calculated using the Gaussian function, dashed lines represent calculated profiles for satellites of the 1/6 <110>*, 1/3 <110>*, 1/2 <110>* type.

Download (54KB)
Indexing metadata
9. Fig. 8. Light- (a, c) and dark-field (b) images of the microstructure of twinned β2′ (3R) (a, b) and long-period β2″ (9R) (c, d) martensite in the 3R reflection of the twin (with the [010]3R R.C. close to [111]B2) and the corresponding electron diffraction patterns ((b) — in the inset, (d) — with the [010]2H R.C. close to [111]B2) of the Cu–38Zn alloy.

Download (29KB)
Indexing metadata
10. Fig. 9. Light- (a, c) and dark-field (b) TEM images of the microstructure of orthorhombic β2″(9R) (a, b, d, d) and hexagonal γ2′(2H) martensite (c, e) and the corresponding electron diffraction patterns (with R.E. [010]9R (d, e), close to [111]B2, and R.E. [010]2H (e)) of the Cu–39.5Zn alloy. Observations at a temperature of –150°C.

Download (64KB)
Indexing metadata
11. Fig. 10. Schemes of the restructuring of the crystal lattice of the B2→3R (ABC), B2→9R (a) and B2→2H (AB) martensite (b) types in Cu–Zn alloys.

Download (16KB)
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».