Влияние деформационного наноструктурирования на свойства инвара Fe-36%Ni тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.07, кандидат наук Биткулов, Ильдар Хамзович

• Биткулов, Ильдар Хамзович
• кандидат наук
• 2014

Оглавление диссертации кандидат наук Биткулов, Ильдар Хамзович

Содержание

Введение

Глава 1. Обзор литературы

1.1. Методы получения УМЗ металлов

1.2. Особенности структуры УМЗ металлов

1.3. Аномальные свойства Бе-М инварных сплавов

1.4. Фазовая диаграмма системы Ре-№

Глава 2. Материалы и методика исследования

2.1. Метод деформирования на наковальне типа Бриджмена

2.2. Метод просвечивающей электронной микроскопии

2.3. Методика измерения коэффициента теплового линейного расширения

2.4. Измерение температурной зависимости намагниченности насыщения

2.5. Метод рентгеноструктурного анализа

2.6. Измерение микротвердости

Глава 3. Наноструктурирование инварного сплава Ге-36%№

3.1. Микроструктурные исследования инварного сплава Ре-36%№, подвергнутого деформации на

наковальне типа Бриджмена

3.2. Структурные изменения наноструктурного сплава Бе-36%№ после отжигов при различных

температурах

3.3. Влияние температуры отжига на микротвердость наноструктурного сплава Бе-36%№

3.4. Результаты рентгеноструктурного исследования наноструктурного сплава Ре-36%№ после

отжигов при разных температурах

Глава 4. Физические свойства

4.1. Температурная зависимость коэффициента теплового линейного расширения инвара Ре-36%№

в наноструктурном состоянии и после отжигов при разных температурах

4.2. Температурная зависимость намагниченности насыщения сплава инвар Ре-36%№ после деформационного наноструктурирования и отжигов при разных температурах

4.2.1. Исследование температурной зависимости намагниченности насыщения ст5(Т) наноструктурного инвара Ре-36%№ при нагреве до 800 °С

4.2.2. Серия измерений намагниченности насыщения наноструктурного инварного сплава Ге-36%№ с отжигами при разных температурах

4.2.3. Влияние температуры и времени отжига на поведение намагниченности насыщения наноструктурного сплава Ре-36%№

4.3. Обсуждение

Выводы

Список литературы

Используемые сокращения

УМЗ (материалы) - ультрамелкозернистые (материалы)

НС (материалы) - наноструктурные материалы

ИПД - интенсивная пластическая деформация

РКУП — равноканальное угловое прессование

КГД - кручение под квазигидростатическим давлением

ПЭМ - просвечивающая электронная микроскопия

РСА - рентгеноструктурный анализ

КТЛР - коэффициент теплового линейного расширения

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Влияние деформационного наноструктурирования на свойства инвара Fe-36%Ni»

Введение

Актуальность работы: В последнее время большой интерес исследователей привлекают наноструктурные (НС) и ультрамелкозернистые (УМЗ) материалы, существенно отличающиеся по свойствам от крупнозернистых (более 1 мкм) аналогов. Благодаря уникальным физико-механическим свойствам, таким как большая прочность и ударная вязкость, увеличенная пластичность, особым электрическим, магнитным и др. свойствам, НС материалы являются перспективными для использования в разных отраслях промышленности и

техники [1—5]. Считается, что в скором времени наноструктурирование, как

метод получения современных материалов с новыми улучшенными характеристиками, найдет свое широкое применение [6-8].

Железо-никелевые сплавы с ГЦК решеткой давно используются в современной технике. Благодаря близкому к нулю коэффициенту температурного линейного расширения классический инварный сплав состава Ре-36%№ является одним из наиболее известных Бе-М сплавов. Его применяют в приборостроении, в электрорадиотехнике, в криогенной и другой технике для производства деталей и узлов, от которых требуется постоянство размеров в условиях изменяющихся температур. Из инвара изготавливают детали высокоточных приборов, таких как лазеры, измерительные инструменты, часовые механизмы, барографы, высотомеры и так далее. Несмотря на то, что открытие инвара произошло более века назад, присущие ему аномалии тепловых, электрических, магнитных, упругих и других свойств исчерпывающего объяснения в настоящее время не получили [9]. Основная часть существующих научных работ посвящена исследованию инварных сплавов с крупнокристаллической структурой, в то время как свойства НС инваров на сегодняшний день практически не изучены. Всестороннее исследование инварного сплава Бе-36%№ в разных структурных состояниях будет способствовать углублению представлений о природе

«инварности» как явления, и связанных с ним аномалий, что, в свою очередь, позволит расширить область практического применения инварных сплавов.

В этой связи исследования физических и механических свойств инвара Ре-36%№ в широком диапазоне структурных состояний включая НС, представляется актуальным.

Цель работы; выявление влияния деформационного наноструктурирования на тепловое расширение, намагниченность насыщения, фазовый состав и структуру инварного сплава Ре-36%№.

Научная новизна:

Систематически исследованы температурные зависимости коэффициента теплового линейного расширения (КТЛР) а(Т) и намагниченности насыщения с3(Т) инварного сплава Ре-36%№ в разных структурных состояниях, включая НС.

В работе показано, что деформационное наноструктурирование и последующие отжиги оказывают значительное влияние на поведение теплового расширения, намагниченности насыщения и фазового состава сплава Ре-36%№ .

Установлено, что при отжиге значение КТЛР при температуре 20 °С а2о°с НС сплава Ре-36%М значительно меняется. При увеличении температуры отжига «2о°с растет, после отжига при температуре 350 °С его значение в 3 раза больше чем в НС состоянии и составляет а2о°с = 2,32-10"6оС"1, однако после отжига при температуре 500 °С снова уменьшается до значения 1,6- 10"6°С"1.

Обнаружено аномальное поведение кривой температурной зависимости а(Т) НС инвара Ре-36%№ в интервале от 350 до 500 °С. При температуре выше 350 °С кривая а(Т) резко идет вниз и при температуре больше 400 °С оказывается ниже нуля, т.е. при нагреве выше 400 °С расширение НС инвара сменяется сжатием.

Обнаружено, что НС инварный сплав Ре-36%№ остается ферромагнитным при нагреве до температуры 500 °С, которая значительно выше температуры Кюри (Тк ~ 260 °С) инвара в обычном крупнозернистом состоянии. Причем во

время отжига при температуре ниже 420 °С намагниченность а5(Т) возрастает, при более высокой температуре убывает.

Методом рентгеноструктурного анализа показано, что отжиг наноструктурированного сплава Ре-36%М приводит к выделению ОЦК фазы, обычно не наблюдаемой в крупнокристаллическом инваре.

Обнаруженные аномалии теплового расширения и намагниченности насыщения НС сплава Бе-36%М объясняются выделением ОЦК фазы, плотность упаковки которой меньше чем у основной ГЦК фазы и более высокая температура Кюри.

Научная и практическая ценность:

Научная ценность работы заключается в том, что обнаруженные в ней связь между структурой, фазовыми превращениями и физическими свойствами может оказаться полезной в теории явления «инварности» и равновесных фазовых состояний железо-никелевых сплавов.

Практическая значимость работы заключается в расширении области применения инварного сплава Ре-36%М благодаря повышению микротвердости в 2,5 раза в результате наноструктурирования.

Достоверность результатов исследований обеспечена применением известных и современных методов структурного анализа (просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ), рентгеноструктурного анализа (РСА)) апробированных методик измерения дилатации и намагниченности насыщения и определения механических свойств и воспроизводимостью результатов эксперимента.

На защиту выносятся следующие положения:

1. Тепловое расширение НС инвара при нагреве выше 350 °С замедляется, кривая температурной зависимости КТЛР резко понижается и в интервале от 400 до 500 °С оказывается ниже нуля - образец сокращается в размерах.

2. Значение KTJ1P при комнатной температуре НС инвара Fe-36%Ni после отжигов при температурах 280 и 350 °С повышается в три раза по сравнению с НС состоянием, однако после отжигов при 500 и 800 °С снова понижается.

3. Отжиг наноструктурированного инварного сплава Fe-36%Ni приводит к выделению ОЦК фазы, объемная доля которой после отжига при температуре 420 °С вырастает (повышается) до 10%.

5. Ферромагнитный порядок сплава Fe-36%Ni в НС состоянии сохраняется при нагреве до температуры 500 °С, значительно превышающей температуру Кюри сплава Fe-36%Ni в крупнокристаллическом состоянии Тк = 260 °С.

6. Микротвердость сплава Fe-36%Ni в результате наноструктурирования возрастает в 2,5 раза и составляет 4250 МПа, причем после отжигов в интервале температур от 280 до 380 °С дополнительно повышается до 4620 МПа.

Апробация работы. Основные результаты работы докладывались на следующих научных форумах: «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов» 2005, г. Екатеринбург; «Мавлютовские чтения: Всероссийская молодежная научная конференция, посвященная 75-летию УГАТУ» 2007, г. Уфа; Открытая школа-конференция стран СНГ «Ультра-мелкозернистые и наноструктурные материалы», 4-9 августа 2008, г. Уфа; XVII Международная конференция «Физика прочности и пластичности материалов», 23-25 июня 2009, г. Самара; «XIX Петербургские чтения по проблемам прочности, посвященные 130-летию со дня рождения академика АН УССР H.H. Давиденкова», 13-14 апреля 2010, г. Санкт-Петербург.

Публикации. Основное содержание диссертационной работы отражено в 7-ми научно-технических публикациях, из них 7 статей в изданиях, включенных в перечень журналов, рекомендованных ВАК.

Личный вклад автора заключается в получении наноструктурных образцов, проведении микроструктурных и рентгеноструктурных исследований, в измерении микротвердости, в исследовании намагниченности насыщения, в обработке результатов измерений, в проведении численных расчетов, в обсуждении результатов и планировании эксперимента, а также в написании тезисов докладов и статей.

Измерения дилатации образцов было осуществлено совместно с к.ф.-м.н. В.А. Казанцевым и к.ф.-м.н. A.M. Бурхановым в Институте физики металлов УрО РАН. Анализ результатов измерений намагниченности насыщения был проведен совместно с профессором Х.Я. Мулюковым. Обсуждение и интерпретация всех результатов проводились совместно с научным руководителем и соавторами публикаций. Основные положения и выводы диссертационной работы сформулированы автором совместно с руководителем.

Структурные этапы изложения диссертационной работы представлены в четырех главах.

В первой главе проведен обзор литературы по ультрамелкозернистым УМЗ материалам. Представлены способы получения, особенности структуры УМЗ металлов и сплавов, рассмотрены методы наноструктурирования материалов. Показано, что одним из наиболее перспективных является метод наноструктурирования кручением под высоким квазигидростатическим давлением на наковальне типа Бриджмена. Во второй части обзора литературы проведен анализ современного состояния исследований инварных сплавов. Дана общая характеристика природы, физических свойств и фазовых диаграмм сплавов системы Fe-Ni. Рассмотрены основные аномалии физических свойств, характерных для инварных сплавов. Особое внимание уделено тепловому расширению и магнитным свойствам инвара Fe-36%Ni, а также влиянию на эти свойства холодной пластической деформации. На основе анализа литературных данных сформулирована цель и конкретные задачи диссертационной работы.

Вторая глава посвящена изложению методик проведенных исследований. Объектом исследований являлся классический инварный сплав Ре-36%№. Наноструктурирование проводилось методом кручения под квазигидростатическим давлением на наковальне типа Бриджмена на 5 оборотов под давлением 4 ГПа. Истинная логарифмическая степень деформации на середине радиуса образца составила е»7и оценивалась по формуле:

N

е = 1п (2яК—)

где И- число оборотов, / - толщина образца, Я - расстояние от центра.

Образцы после деформации имеют форму диска диаметром около 10 мм и толщиной около 0,1 мм. Для получения образцов с различными структурными состояниями продеформированные образцы подвергали ступенчатому отжигу при температурах 125, 225, 280, 350, 500 и 800 °С в течение 30 минут. Исследования микроструктуры проводили на просвечивающем электроном микроскопе ШМ-2000ЕХ с ускоряющим напряжением 200 кВ. Измерение коэффициента теплового линейного расширения а(Т) выполняли на дилатометре БЬ 1500 1ШР ЦЬУАС БПЖи-МКО при нагреве со скоростью 2°С/мин. Для исключения изгибной деформации при нагреве образец в виде пластины размерами 0,1x4,5x7,4 мм устанавливался в специально изготовленную оправу. При этом пластина фиксировалась в несквозных прорезях двух цилиндров из плавленого кварца. Длина пластины превышала суммарную глубину прорезей на 0,8 мм, что обеспечивало механический контакт с датчиком дилатометра. Намагниченность насыщения а8(Т) измеряли на автоматических вакуумных магнитных микровесах при нагреве и охлаждении образцов со скоростью 15°С в мин. Измерение температурных зависимостей а(Т) и а8(Т) состояло из нескольких циклов, в каждом из которых образец нагревался от комнатной температуры с постоянной скоростью до максимальной, при достижении которой образец отжигали 30 мин. Максимальную температуру в каждом новом цикле последовательно повышали.

Исследование фазового состава проводилось на дифрактометре ДРОН-ЗМ в Со Ка - излучении при комнатной температуре.

Микротвердость образцов измеряли на середине радиуса образца по методу Виккерса на полуавтоматической установке, состоящей из оптического прибора Axiovert 100А, фотокамеры и измерителя МНТ-10. Погрешность измерений микротвердости оказалась не более 3 %.

В третьей главе приведены результаты исследований микроструктуры сплава Fe-36%Ni в НС состоянии, а также в состояниях полученных после отжига при температурах 165, 225, 280, 350 и 500 °С.

Структура сплава Fe-36%Ni после интенсивной пластической деформации (ИПД) состоит в основном из фрагментов, средний размер которых около 100 нм. Фрагменты имеют равноосную форму и отличаются преимущественно болыиеугловой разориентировкой, характерной для структуры поликристаллического типа. Диффузный контраст на границах и наличие контуров экстинкции внутри зерен свидетельствуют о дальнодействующих внутренних напряжениях и указывают на неравновесное состояние границ зерен. Это позволяет классифицировать полученную структуру как фрагментированную наноструктуру неравновесного типа.

При температурах отжига 165, 225, 280 °С видимых изменений в структуре не происходит. После отжига при 350 °С появляются отдельные рекристаллизованные участки, обладающие тонкими ровными границами, образованные кристаллитами размером около 100 нм. Утончение границ фрагментов и уменьшение количества контуров экстинкции указывают на снижение внутренних напряжений, то есть на начало перехода фрагментированной структуры в более равновесное состояние. После отжига при температурах выше 500 °С в сплаве развивается процесс рекристаллизации.

Полученные данные исследования микроструктуры показали, что при нагреве наноструктурного инварного сплава Ре-36%№ до температуры выше 350°С начинается процесс рекристаллизации, при которой неравновесная фрагментированная структура трансформируется в равновесную зеренную.

Вторая часть третьей главы посвящена исследованию фазового состава сплава Ре-36%№ методом рентгеноструктурного анализа в НС состоянии и после отжигов при разных температурах. При этом было обнаружено, что в результате отжигов в НС инваре Ре-36%№ происходит выделение ОЦК фазы. Также в третьей главе представлены результаты исследования влияния температуры отжига на микротвердость НС инвара.

Особое, близкое к нулю значение теплового линейного расширения является основным свойством инварных сплавов. Поэтому исследование влияния наноструктурирования на тепловое расширение является основной задачей данной работы. Результаты исследования температурных зависимостей коэффициента теплового линейного расширения (КТЛР) а(Т) представлены в четвертой главе. Показано, что в НС состоянии малое значение величины КТЛР инвара сохраняется, и не меняется при отжиге при температуре 125 °С. Кроме того, кривая температурной зависимости КТЛР становится немонотонной, наблюдается большой провал, в котором значение КТЛР достигает отрицательных значение. Согласно многим авторам, инварность сплавов системы Ре-№ является следствием ферромагнитности этих сплавов [10]. Поэтому во второй части четвертой главы представлены результаты изучения влияния наноструктурирования и различных отжигов на намагниченность насыщения ст8(Т) сплава Ре-36%№. Уже первые исследования намагниченности насыщения обнаружили появление «высокотемпературной» намагниченности а8 вт, сохраняющейся при температуре 500 °С, много превышающей Тк (температура Кюри) данного сплава в крупнокристаллическом состоянии. Причем в одних условиях значение высокотемпературной намагниченности ст8 вт повышается, в других понижается. Поэтому, для определения закономерностей поведения

намагниченности насыщения ст5ВТ сплава от микроструктуры и температуры отжига, была разработана особая методика и проведены дополнительные экспериментальные исследования.

Результаты, полученные в работе, обсуждаются в заключительной части четвертой главы диссертации. Здесь же предлагается модель, объясняющая обнаруженные особенности исследованных свойств наноструктурного инварного сплава Ре-36%М. Далее следуют выводы и список использованной литературы.

Благодарности.

Автор выражает огромную благодарность своему научному руководителю Мулюкову Радику Рафиковичу, искреннюю признательность Мулюкову Харису Якуповичу, Бурханову Альберту Мазгаровичу, Казанцеву Вадиму Аркадьевичу и Букреевой Карине Александровне за неоценимую помощь и поддержку.

Автор благодарен своей семье за терпение и понимание, друзьям и коллегам - за посильную помощь и моральную поддержку.

Глава 1. Обзор литературы

1.1. Методы получения УМЗ металлов

Большой интерес исследователей к ультрамелкозернистым (УМЗ) материалам связан с особыми, часто уникальными свойствами материала, проявляющимися в этом состоянии [11,12].

Обычно к УМЗ относят материалы с размером зерна меньше 1 мкм. Материалы с размером менее 0,1 мкм считаются наноструктурными или (НС) материалами [13]. Материалы со средним размером от 1 до 0,1 мкм называют субмикрокристаллическими материалами.

Существует два основных подхода к получению УМЗ материалов:

первый - это так называемый подход «снизу вверх» [14]. Это когда вначале полученная разными способами мелкодисперсная, часто аморфная, структура, консолидируется методом отжига в кристаллическое твердое тело с УМЗ структурой.

второй - это противоположный подход, «сверху вниз», когда материал в изначально крупнозернистом состоянии подвергается обработке с целью получить УМЗ структуру.

К группе «снизу вверх» в основном относятся методы компактирования микрокристаллических порошков, размол на шаровой мельнице, эмульсии (осаждение из коллоидных растворов), наполнители, мультислойное напыление и так далее. Во вторую группу входят такие методы как: интенсивная пластическая деформация (ИПД), деформационно-термическая обработка (многоступенчатая прокатка), термоциклирование (эффект фазовой перекресталлизации).

Одним из самых первых методов получения УМЗ материалов был метод компактирования микрокристаллических порошков. В зависимости от способа получения порошков, различают сублимационый способ и способ импульсного электрического разряда [15-19]. Однако в методе компактирования есть

проблема малой плотности получаемых компактных материалов, которая обычно составляет от 70 до 90 %. Для решения этой проблемы существуют разные методы: прессование при повышенной температуре [20-25], методы динамического компактирования (магнитно-импульсный метод [26-29], и сухое холодное ультразвуковое прессование [30,31]).

Одним из распространенных сейчас «снизу вверх» методов является метод размола на шаровой мельнице (или аттриторах). Суть заключается в том, что исходный материал или смесь материалов помещается в шаровую мельницу, представляющую собой контейнер, заполненный твердосплавными шарами [32,33]. В процессе обработки (мельница вращается или вибрирует) шары измельчают исходный порошок [34,35], в результате чего уменьшается размер порошинок, а вместе с тем и средний размер зерен. Получаемый материал может иметь размер зерен 5-10 нм. Этим методом можно получать сплавы и композитные соединения, которые другими способами не получаются, например, из-за низкой растворимости компонентов. Однако процесс размола энергозатратный, и обработанные материалы в процессе размола значительно загрязняются.

Методом мультислойного напыления можно получить объемные мультислойные, УМЗ материалы. В этом методе катодом является распыляемый на подложку металл. Меняя время распыления и материал катода можно получить гетеронанослойные структуры материалы. Так как материал напыляется на подложку, то образование частиц происходит на поверхности, а не в объеме инертного газа, слои получаются компактными и проблема прессования материала отпадает. Этим способом получают нанопленки металлов [36-39], тугоплавких соединений [40], интерметаллидов [41].

Интенсивная пластическая деформация (ИПД) включает в себя такие методы как: метод равноканалъного углового прессования (РКУП), кручение под квазигидростатическим давлением, всесторонняя ковка, продольно-поперечная прокатка.

Наверное, наиболее используемым методом ИПД является метод РКУП [42-45]. Этим методом можно получить массивные образцы в форме брусков длиной 10 см и сечением 2 см. Суть метода заключается в продавливании заготовки через два канала расположенных под углом друг к другу. При многократном прессовании деформация в образце накапливается. Существуют разные схемы РКУП, отличающиеся разными последовательностями разворотов образца между прессованиями. Структура РКУП образца может существенно зависить от схемы его прессования.

Метод ИПД кручением под квазигидростатическим давлением (КГД) заключается в деформировании образцов в форме дисков сдвигом под высоким давлением [46-48]. При этом давление может составлять несколько гигапаскалей. Установка в обычном своем виде представляет собой два бойка из твердого сплава и механизм вращения. Часто установку КГД называют наковальнями типа Бриджмена [49]. Образец, находящийся между плоскостями бойков, сжимается давлением создаваемым прессом, и деформируется при относительном вращением бойков между собой. Степень деформации зависит от толщины образца и угла вращения. Главная особенность такой деформации в том, что находясь в условиях равномерного гидростатического сжатия, образец при деформации не разрушается даже при большом числе оборотов деформации. Это позволяет добиться в образце очень большой степени деформации рассчитываемой по формуле:

Ь

где N - число оборотов, а к - толщина образца.

Большие степени деформации приводят к тому, что после КГД в образце образуется наноструктура с неравновесными границами зерен [50,51].

К сожалению, несмотря на последние усовершенствования данного метода [52] размеры УМЗ образцов получаемых методом КГД оказываются сравнительно меньше чем размеры образцов после РКУП.

Получение массивных образцов УМЗ материалов возможно методом всесторонней ковки. В процессе ковки варьируется степень, направление и температура деформации. Основная идея метода заключается в измельчении структуры при динамической рекристаллизации [53,54] в процессе деформации при многократном повторении операции свободной ковки и постдинамической и первичной рекристаллизации, при промежуточных отжигах, выполняемых между переходами. При ковке деформация накапливается, в результате чего удается практически полностью рекристализовать структуру во всем объеме заготовки, причем полученная структура оказывается более однородной, чем после РКУП и КГД [55].

1.2. Особенности структуры УМЗ металлов

Рассмотрим особенности структуры УМЗ металлов и сплавов, полученных методом КГД. Многочисленные исследования в металлах Со, Си, Ре, Мо, W, Рс1 и 71 показывают, что в результате интенсивной пластической деформации формируется УМЗ структура, характеризующаяся неравновесными границами зерен и разной плотностью дислокаций в теле зерна [13]. Внутри зерен наблюдаются контура экстинкции, указывающие на упругую деформацию тела зерна (области сжатия, растяжения и изгиба). Однако упругая деформация сосредоточена вблизи границы зерна, и на расстоянии около 10 нм экспоненциально спадает [56].

Считается, что пластическая деформация в процессе ИПД делится на три стадии. Например, в меди, при первой стадии деформации появляются ступеньки высотой 5-10 нм, во второй начинается образование ячеистой структуры и полос скольжения на поверхности кристаллов, в третьей стадии появляется возможность поперечного скольжения (поворота) [57]. При увеличении степени деформации дислокации в теле зерна образуют клубки и плотные стенки, преобразующиеся затем в границы субзерен. Накопление на границах дислокаций одного знака увеличивает разориентацию границ субзерен превращая эти границы в большеугловые [58]. Таким образом, зарождение, взаимодействие и аннигиляция

дислокаций является основным механизмом пластической деформации [59]. Во время деформации такой процесс повторяется до тех пор, пока размер зерен не уменьшится настолько, что фрагментация зерен становится невозможна. Получаемая при этом структура обычно представляет собой равноосные зерна, разделенные болыпеугловыми границами. Так, например в субмикрокристаллической меди структура на 80-90% состоит из зерен с размером одного размера [43].

Таким образом, основные особенности УМЗ металлов - это структура, состоящая в основном из равноосных зерен, разделенных болыпеугловыми границами, поля упругих напряжений и неравновесные границы с большим количеством дислокаций [60].

1.3. Аномальные свойства Ре-№ инварных сплавов

Явление малого, близкого к нулю коэффициента теплового расширения называется «инварным» эффектом. Впервые это явление было обнаружено в конце 19 века в железо-никелевом сплаве Ре-36%№ исследователем Гийомом [114]. Железо-никелевые сплавы с содержанием никеля от 20 до 50 % (инварного состава) обладают множеством аномалий физических свойств. В монографии А.И. Захарова [9] приведены 12 наиболее важных аномалий инварных сплавов:

1. Отклонение параметра решетки от правила аддитивности в системе Бе—ЬН происходит в сторону больших значений и достигает максимума в области составов инварных концентраций.

2. Температурный коэффициент линейного расширения ГЦК фазы при понижении концентрации с 60 до 35% № уменьшается от 11,5-10"6 до

1 -Ю'^С"1.

3. Модуль продольной упругости при уменьшении в твердом растворе никеля с 50 до 36 % резко снижается и принимает минимальное значение Е « 146 ГПа.

4. Температурный коэффициент модуля упругости для сплавов Бе-М при содержании от 29 до 44 % N1 имеет положительное значение, максимум которого приходится на состав с 35 % №.

5. Намагниченность насыщения с повышением содержания железа выше 60 % начинает сильно уменьшаться.

6. В зависимости от состава максимум кривой магнитного насыщения не совпадает с максимумом кривой температуры Кюри.

7. Аномально высокое значение магнитной восприимчивости пара-процесса.

8. Большая по значению положительная магнитострикция.

9. Резкое понижение значения точки Кюри при повышении всестороннего давления.

10. Фазовая неустойчивость ГЦК решетки при понижении содержания никеля в сплаве менее 33,4 (ат.) %.

11. Отклонение кривой температурной зависимости магнитного насыщения от функций Бриллюэна.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Биткулов, Ильдар Хамзович, 2014 год

Список литературы

1. Мулюков P.P. Развитие принципов получения и исследования объемных наноструктурных материалов в ИПСМ РАН // Российские нанотехнологии. -2007. - Т. 2. - Вып. 7 - 8. - С. 38-53.

2. Nazarov A.A., Mulyukov R.R. Nanostructured Materials. In: Handbook of Nanoscience, Engineering, and Technology, Ed. Goddard W., Brenner D., Lyshevski S., Iafrate G., - CRC Press. - 2003. - Chapter 22. - P. 1-41.

3. Mulyukov R.R., Starostenkov M.D. Structure and Physical Properties of Submicrocrystalline Metals Prepared by Severe Plastic Deformation // Acta Metallurgica Sinica (English Letters). - 2000. - V. 13. - № 1. - P. 301-309.

4. Мулюков Х.Я. Магнитные свойства магнитоупорядоченных металлов и сплавов с субмикрокристаллической структурой // Дисс. д-ра техн. наук. ИПСМ РАН. - 1998. - 274 с.

5. Мулюков P.P. Структура и свойства субмикрокристаллических металлов, полученных интенсивной пластической деформацией // Дисс. д-ра физ.-мат. наук. - МИСИС. - 1997. - 250 с.

6. Гусев А.И. Нанокристаллические материалы: методы получения и свойства. - Екатеринбург. - УрО РАН, - 1998. - 199 с.

7. Гусев А.И. Наноматериалы, наноструктуры, нанотехнологии. — М.: Физматлит, - 2005. - 416 с.

8. Смирнова И. А., Левит В. И., Пилюгин В. П. и др. Особенности низкотемпературной рекристаллизации никеля и меди. // Физика металлов и металловедение. - 1986. - Т.62. - №3. - С. 566-570.

9. Захаров А.И., Физика прецизионных сплавов с особыми свойствами, М.: Металлургия, - 1986, - 239 с.

10. Белов К.П., Упругие, тепловые и электрические явления в ферромагнетиках, М.: Гос. изд. тех.-теор. лит. - 1957. - 279 с.

11. Gleiter H., Nanostructured Materials: state of art and perspectives 11 Nanostructured Materials. - 1995. - V. 6. - P. 3-14.

12. Валиев P.3., Корзников A.B., Мулгоков P.P. Структура и свойства металлических материалов с субмикрокристаллической структурой // ФММ. - 1992.-№ 6.-С. 70-86.

13. Носкова Н.И., Мулюков P.P. Субмикрокристаллические и нанокристал-лические металлы и сплавы. Екатеринбург: УрО РАН, - 2003. - 279 с.

14. Zhilyaev А.Р., Langdon T.G. Using high-pressure torsion for metal processing: Fundamentals and applications Progress in Materials Science. - 2008. - V. 53. -P. 893-979.

15. Gleiter H. Materials with ultra-fine grain size. // Deformation of Polycrystals: Mechanisms and Microstructures. / Eds. N. Hansen, A. Horsewell, T. Leffers and H. Lilholt. - Roskilde, Denmark: Ris. Nat. Laboratory, - 1981. - P. 15-21.

16 Gleiter H., Marquardt P. Nanocrystalline structures - on approach to new materials?// Ztschr. Metallkunde. - 1984. - V.75. - № 4. - S. 263-267.

17. Birringer R., Herr U., Gleiter H. Nanocrystalline materials: a first report. // Trans. Japan. Inst. Met. Suppl. - 1986. - V.27. - P. 43-52.

18. Gleiter H. Nanocrystalline materials. // Progr. Mater. Sei. - 1989. - V. 33. - № 4. -P. 223-315.

19. Siegel R.W., Hahn H. Nanophase materials. // Current Trends in Physics of Materials. / Eds. M. Yussouff. - Singapore: World Sei. Publ. Co, - 1987. - P. 403420.

20. Matthews M.D., Pechenik A. Rapid hot-pressing of ultrafine PSZ powders. // J. Amer. Ceram. Soc. - 1991. - V. 74-№ 7. - P. 1547-1553.

21. Chen D.-J., Mayo M.J Densification and grain growth of ultrafine 3 mol % Y2O3-Zr02 ceramics. // Nanostruct. Mater. - 1992. - V.2. - № 3. - P. 469^78.

22. Andrievski R.A., Kalinnikov G.V., Potafeev A.F., Urbanovich V.S. Synthesis, structure and properties of nanocrystalline nitrides and borides. // Nanostruct. Mater. - 1995. - V.6. - № 1-4. - p. 353-356.

23. Rabe T., Wasche R. Sintering behaviour of nanocrystalline titanium nitride powders. // Nanostruct. Mater. - 1995. - V.6. - № 1-4. - P. 357-360.

24. Urbanovich V.S. Consolidation of nanocrystalline materials at high pressures. // Nanostructured Materials. Science and Technology. / Eds. G.M. Chow, NoskovaN.I. NATO ASI Ser. Ser.3. V. 50. - Kluwer Academic Press, Netherlands, Dordrecht: - 1998. - P. 405-424.

25. Андриевский P.A., Урбанович B.C. Свойства нанокристаллических материалов на основе нитрида титана, полученных спеканием при высоких давлениях. // Физикохимия ультрадисперсных систем. Сборник научных трудов V Всерос. конф., Екатеринбург: УрО РАН, - 2001. - Т.2. - С. 118—123.

26. Иванов Г.В., Яворовский H.A., Котов Ю.А. и др. Самораспространяющийся процесс спекания ультрадисперсных металлических порошков. // ДАН СССР.

- 1984. - Т. 275. - №4. - С. 873-875.

27. Иванов В.В., Паранин С.Н., Гаврилин Е.А. и др. Получение сильноточной сверхпроводящей керамики BiL6Pbo.4Sr2Ca2Cu30io методом магнитного импульсного прессования. // Сверхпроводимость: физика, химия, технология.

- 1992, - Т.5 - №6 - С. 1112-1115.

28. Иванов В.В., Паранин С.Н., Вихрев А.Н., Ноздрин A.A. Эффективность динамического метода уплотнения наноразмерных порошков. // Материаловедение. - 1997. - №5. - С.49-55.

29. Иванов В.В., Ноздрин A.A., Паранин С.Н., Заяц C.B. Установка проходного магнитно-импульсного прессования порошков. // Физикохимия ультрадисперсных систем. Сборник научных трудов V Всерос. конф., -Екатеринбург: УрО РАН, - 2001. - Т. 1. - С. 229-233.

30. Хасанов O.JL, Двилис Э.С,. Похолков Ю.П., Соколов В.М. Механизмы ультразвукового прессования керамических нанопорошков. // Перспективные материалы. - 1999. - №3. - С. 88-94.

31. Хасанов О.Д., Соколов В.М., Двилис Э.С, Похолков Ю.П. Ультразвуковая технология изготовления конструкционной и функциональной нанокерамики. // Перспективные материалы. - 2002. - №1. - С. 76-83.

32. Froes F.H., Suryanarayna С. Nanocrystalline metals for structural application // J. Met. - 1989. - N6. - P. 12-17.

33. Fecht H.J. Nanophase materials by mechanical attrition: syntesis and characterization // Proc. NATO ASI. Nanophased Materials / Ed. By G.C. Hadjipanais and R.W. Siegel. Kluwer Acad. Publ. - 1994. - P. 125-144.

34. Chow G.M. Nanocrystalline Co—Cu powders synthesized by chemical methods // Proc. The Structure, Phases Transformation and Properties of Nanocrystalline Alloys. Ekaterinburg : UD RAS, - 1997. - P. 20-27.

35. Kodama R.H., Nash A.E., Spada F.E., Berkovwitz A.E. Spark erosion for production of nanocrystalline materials // Proc. NATO ASI. Nanophased Materials, Ed. By G.C. Hadjipanais and R.W. Siegel. Kluwer Acad. Publ, - 1994. -P. 101-108.

36. Hofler H.J., Hahn H., Averback R.S. Diffusion in nanocrystalline materials. // Defect and Diffusion Forum. - 1991.-V. 75.-№l.-P. 195-210.

37. Okada S, Tany F., Tanumoto H, Iwamoto Y. Anelasticity of ultrafine-grained polycrystalline gold. //J. Alloys Сотр. - 1994. - V.211/212. - P. 494^197.

38. Дудко Д.А., Алешин В.Г., Барг A.E. и др. О природе высокой твёрдости вакуумно-осаждённого хрома. // Доклады АН СССР. - 1985. - Т. 285. - № 1. -С. 106-109.

39. Барг А.Е., Дубовицкая В.Н., Дубко Д.А., Лариков Л.Н. Образование аморфной фазы на основе хрома при ионно-плазменном осаждении. // Металлофизика. - 1987. - Т.9. - №4. - С. 118-119.

40. Андриевский Р.А. Синтез и свойства плёнок фаз внедрения. // Успехи химии. - 1997. - Т.66. -№1. - С. 57-77.

41. Van Swygenhoven H., Boni P., Paschoud F. et at. Nanostructured Ni3Al produced by magnetron sputtering. // Nanostruct. Mater. - 1995. - V. 6. - №5-8. - P. 739742.

42. Сегал B.M., Резников В.И., Копылов В.И. и др Процессы пластического структурообразования металлов // Минск: Наука и техника, - 1994. - 231 с.

43. Valiev R., Korznikov A., Mulyukov R. Structure and properties of ultrafine-grained materials produced by severe plastic deformation // Mater. Sci. Eng. — 1993. - V. A168. - P. 141-148.

44. Сегал B.M., Резников В.И., Дробышевский Ф.Е., Копылов В.И. Пластическая обработка металлов простым сдвигом // Изв. АН СССР. Металлы. - 1981. -№ 1.-С. 115-123.

45. Ferrase S., Segal V.M., Hartwig К.Т., Goforth R.E. Microstructure and properties of copper and aluminum alloy 3003 heavily worked by equal channel angular extrusion // Metall. Mater. Trans. - 1997. - V. 28A. - №4. - P. 1047-1057.

46. Смирнова H.A., Левит В.И., Пилюгин В.И. и др. Эволюция структуры ГЦК-монокристаллов при больших пластических деформациях // ФММ. - 1986. -Т. 61.-С. 1170—1177.

47. Дегтярев М.В., Воронова Л.М., Чащухина Т.И. и др. Упрочнение железа при сдвиге под давлением // Проблемы нанокристаллических материалов. Екатеринбург: УрО РАН, - 2002. - С. 200-206.

48. Ivanisenko Yu.V., Korznikov A.V., Safarov I.M., Valiev R.Z. Formation of submicrocrystalline structure in iron and its alloys after severe plastic deformation// Nanostructured Materials. - 1995. - V. 6. - P. 433^436.

49. Бриджмен П.В. Исследование больших пластических деформаций и разрыва. М.: ИЛ, - 1955.-444 с.

50. Kim I., Jeong W.-S., Kim J., Park K.T., Shin D.H. Deformation Structures of Pure Ti Produced by Equal Channel Angular Pressing // Scripta Mater. - 2001. - V. 45. -P. 575-580.

51. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. М.: Металлургия, - 1986. - 224 с.

52. Vorhauer A., Pippan R. On the homogeneity of deformation by high pressure torsion// Scripta Materialia. - 2004. - V. 51. - P. 921-925.

53. Имаев P.M., Назаров А.А., Мулюков P.P. Принципы получения объемных мелкозернистых и наноструктурных материалов методом всесторонней изотермической ковки. Перспективные материалы. - 2009. — № 7. — С. 130-134.

54. Zehetbauer M.J., Zhu Y.T. (eds.). Bulk Nanostructured Materials. Weinheim: Wiley-VCH, - 2009. - 710 p.

55. Zherebtsov S.V., Salishchev G.A., Galeyev R.M., Valiakhmetov O.R., Mironov S.Yu., Semiatin S.L. Production of submicrocrystalline structure in large-scale Ti-6A1-4V billet by warm severe deformation processing // Scripta Materialia. -2004. - V. 51.-P. 1147-1151.

56. Жиляев А.П. и Пшеничнюк А.И. Сверхпластичность и границы зерен в ультрамелкозернистых материалах // М: Физматлит. - 2008. - 315 с.

57. Хови А. Прямое наблюдение несовершенств в кристаллах. М: Металлургия, -1965.- 198 с.

58. Лотков А.И., Батурин А.А., Гришков В.Н., Копылов В.И. О возможной роли дефектов кристаллического строения в механизмах нанофрагментации зеренной структуры при интенсивной холодной пластической деформации металлов и сплавов. Физическая мезомеханика. - 2007. - Т. 10, - №.3. - С. 6479.

59. Глезер A.M. Недислокационные моды пластической деформации твердых тел // Известия академии наук Серия физическая. - 2003. - Т. 67. - № 6. -С. 810-817.

60. Zhilyaev А.Р., Kim В.К., Nurislamova G.V. et al. Orientation imaging microscopy of ultrafine-grained nickel // Scr. Met. - 2002. - V. 46. - N. 8. - P. 573-580.

61. Physics and Applications of Invar alloys, Tokyo: Maruzen Co., - 1978. - p. 646.

62. Штейнберг С.С. "Металловедение Т.З Специальные стали. Свердловск: ОНТИ-НКТП-СССР, - 1935. - 264 с.

63. Wakelin R.J. and Yates E.L., A Study of the Order-Disorder Transformation in Iron-Nickel Alloys in the Region FeNi3 // Proc. Phys. Soc. (London) - 1953. -B. 66-P. 221-240.

64. Swartzendruber L.J., Itkin V.P., and Alcock C.B., The Fe-Ni (Iron-Nickel) System // J. Phase Equilibria, - 1991. - V. 12. - P. 288-312.

65. Диаграммы состояний двойных сплавов на основе железа: Справ, изд. // Банных О.А., Будберг П.Б., Алисова С.П. и др. М.:Металлургия, - 1986. -440 с.

66. Диаграммы состояния двойных металлических систем справочник том 2, под общей редакцией академика РАН Н.П. Лякишева, М.: Машиностроение -1997.-С. 520-521.

67. Jones F.N. and Fumphrey W.I., Free Energy and Metastable States in the Iron-Nickel and Iron-Manganese Systems, // J. Iron Steel Inst., - 1949. - V.163. -P. 121-131

68. Flor H., Gudladt H.J., Schwink Ch. Plastic deformation of Fe-Ni invar alloys. — Acta Met., - 1980,-V. 28.-N 12.-p. 1611—1619.

69. Echigona Y., Havashi S., Yamamoto M. // Plastic deformation of iron-nickel invar alloys. — Phys. stat. sol. (a), - 1972. - V. 14. -N 2. - P. 463—471.

70. Sagaradze V.V., Kabanova I.G., KataevaN.V., Klyukina M.F., // Structural

mechanism of reverse a -»• у transformation and new functional properties of Fe-Ni

austenitic alloys // Materials Science Forum. - 2013. - T. 738-739. - P. 200-205.

71. Седов В.JI. Антиферромагнетизм гамма-железа. Проблема инвара. // М.: Наука. Гл. ред. физ.-мат. лит., - 1987. - 288 с.

72. Romig A.D., Jr. and Goldstein J.I., Determination of the Fe-Ni and Fe-Ni-P Phase Diagrams at Low Temperatures (700 to 300 °C) // Metall. Trans.A, 1980. -V.l 1. -P. 1151-1159.

73. Leech P. and Sykes С., The Evidence for a Superlattice in Nickel-Iron Alloy Ni3Fe, // Philos. Mag., - 1939. - V. 27. - P. 742-753.

74. Heumann T. and Karsten G., The Carbonyl Method and Vapor Deposition for Determining Equilibrium Phases at Low Temperatures Taking Iron-Nickel Alloys as an Example, // Arch. Eisenhiittenwes., - 1963. - V. 34. - P. 781-786.

75. Deen J.K.v. and Woude F.v.d., Phase Diagram of the order - Disorder Transition in Ni3Fe, // Acta Metall., - 1981. - V. 29. - P. 1255 - 1262.

76. Kubaschewski O., Iron Binary Phase Diagrams, Springer - Verlag - 1982.

77. Yang C.-W., Williams D.B., and Goldstein J.I., A Revision of the Fe-Ni Phase Diagram at Low Temperatures (<400 °C), // J. Phase Equilibria, - 1996. - V. 17. -P. 522-531.

78. Chuang Y.Y., Chang Y.A., Schmid R., and Lin J.C., Magnetic Contributions to the Thermodynamic Functions of Alloys and the Phase Equilibria of Fe-Ni System below 1200K, // Metall. Trans. A, 1986. - V. 17. - P. 1361-1372.

79. Reuter K.B., Williams D.B., and Goldstein J.I., Determination of the Fe-Ni Phase Diagram below 400 °C // Metall. Trans. A, - 1989. - V. 20. - P. 719-725.

80. Кабанова И.Г., Сагарадзе B.B., Катаева H.B., Образование сверхструктуры

Ll0 аустенита при а ->• у превращении в инварном сплаве Fe-32% Ni // ФММ,

-2011.-Т. 112.-№ З.-С. 285-294.

81. Кабанова И.Г., Сагарадзе В.В., Катаева Н.В. О превращении а—»в—>у и упорядочении аустенита в сплаве Fe-32%Ni, // Письма о материалах, - 2011. -Т. 1.-С. 110-116.

82. Hashimoto S., Morita Н., Fujinaga Y., Motai К., Fujimori H., Chamberod A., Investigation of the low temperature phase diagram of the Fe—Ni alloy system // KEK Progr. Rept. - 1989. - V. 3,— P. 168.

83. Chamberod A., Reclenberg H., Tournemine R., Тр. Международн. конфер. по магнетизму, МКМ-73, // М., - 1974. - Т. 3. - С. 170.

84. Грузин П.Л., Родионов Ю.Л., Пряхин В.А., О диаграмме состояния ГЦК железо-никелевых сплавов. // ДАН СССР, - 1980. - Т. 251. - № 6. - с. 13841388.

85. Scorzelli R.B., A study of phase stability in invar Fe-Ni alloys obtained by non-conventional methods, // Hyperfine Interactions, - 1997. - V. 110. - P. 143-150.

86. Chamberod A., Roth M., and Billard L., Small Angle Scattering in Invar Alloys, // J. Magn. Magn. Mater., - 1978. - V. 7. - P. 101-103.

87. Chamberod A., Laugier J., and Penisson J.M., Electron Irradiation Effects on Iron-Nickel Invar Alloys, // J. Magn. Magn. Mater., - 1979. - V.l0. - P. 139-144.

88. Грузин П.Л., Родионов Ю.Л., Сарбенин О.С., // В сб.: Ядерно-радиационная физика и технология, Тула, - 1976. - с. 3.

89. Pauleve J. and Dautreppe D., Neutron Orientation Superstructure Created during Irradiation in a Magnetic Field of an Fe-Ni (50-50 Percent) Alloy, // Compt. Rend., - 1960. - V. 250. - P. 3804-3806.

90. Pauleve J., Dautreppe D., Laugier J., and L. Neel, A New Order-Disorder Transition in Fe-Ni (50-50), // J. Phys. Radium, - 1962. - V. 23. - P. 841-843.

91. Pauleve J., Dautreppe D., Laugier J., and Neel L., Establishment of an Ordered Structure in FeNi by Irradiation with Neutrons, // Compt. Rend, - 1962. - V. 254, -P. 965-968.

92. Petersen J.F., Aydin A., and Knudsen J.M., Mössbauer Spectroscopy of an Ordered Phase (Superstructure) of FeNi in an Iron Meteorite, // Phys. Lett. A, -1977.-V. 62.-P. 192-194.

93. Albertsen J.F., Jensen G.B., and Knudsen J.M., Structure of Taenite in Two Meteorites, // Nature, - 1978. - V.273. - P. 453^154.

94. Albertsen J.F., Aydin M., and Knudsen J.M., Mössbauer Effect Studies of Taenite Lamelle of Iron Meteorite Cape York (III.A), // Phys. Scr., - 1978. - V.l7. -P. 467^172.

95. Lin L.S., Goldstein J.I., and Williams D.B., Analytical Electron Microscopy Study of the Plessite Structure in Four III CD Iron Meteorites, // Geochim. Cosmochim. Acta, - 1979. - V. 43. - P. 725-737.

96. Jago R.A., Clark P.E., and Rossiter P.L., The Santa Catharina Meteorite and the Equilibrium State of Fe-Ni Alloys, // Phys. Status Solidi (a), - 1982. - V. 74. -P. 247-254

97. Rancourt D.G. and Scorzelli R.B., Low-spin y-Fe-Ni (y-LS) proposed as a new mineral in Fe-Ni-bearing meteorites: Epitaxial intergrowth of y-LS and tetrataenite as a possible equilibrium state at -20 - 40 at % Ni, // J. Magn. Magn. Mater. -1995. - V.150-P. 30.

98. Салтыков С.А. Стереографическая металлография. // M.: Металлургия. -1976.-272 с.

99. Арсламбеков В.А. Конструирование высокочувствительных весов для физико-химических исследований // М.: Наука. - 1972.

100. Басин Ю.Г., Гриц Ю.А., Исаченко В.И., Пахомовская Н.С. Автоматические микровесы на основе фотогальванометра Ф117 // Приборы и техника эксперимента. - 1981. - № 2. - С. 248-250.

101. Кан JL, Шульц Г. Микровзвешивание в вакууме // М.: Металлургия. — 1969. -С. 9.

102. Коновалов С.В., Сигнер В.В., Радовский И.З., Кленинин В.А. Автоматические весы для измерения магнитной восприимчивости при высокой температуре // Приборы и техника эксперимента. — 1987. - N 3. -С. 162-165.

103. Мулюков Х.Я., Шарипов И.З., Абсалямов С.С. Автоматические вакуумные магнитные микровесы // Приборы и техника эксперимента. - 1998. — № 3. -С. 149-150.

104. Абсалямов С.С., Загитов А.С., Каримов А.И. Автоматический вибрационный магнитометр // Вестник Башкирского университета. - 1998. - № 2(1). -С. 31-33.

105. Горелик С.С., Скаков Ю.А. Расторгуев JI.H. Рентгеноструктурный и электронно-оптический анализ: Учебное пособие для вузов.-3-e изд. доп. и перераб. // М: МИСИС. - 1994. - 328 с.

106. E.V. Shelekhov, Т. A. Sviridova. Programs for X-ray Analysis of Poly crystals, // Metal Science and Heat Treatment, - 2000 - V.42. - N. 8, - p. 309-313.

107. Фетисов Г.П., Карпман М.Г., Матюнин B.M. и др. Материаловедение и технология металлов: учеб. для студентов машиностроит. спец. вузов // Под ред. Г.П. Фетисова. - М. : Высш. шк., - 2001. - 638 с.

108. Методы металлографического анализа: методические указания к лабораторным работам по курсу «Металловедение» для студентов направления 551600 «Материаловедение и технология новых материалов» // УГАТУ; Сост. Зарипов Н.Г.. - Уфа, - 2000. - 56 с.

109. Фетисов В.А. Оценка точности измерений в курсе физики средней школы : кн. для учителя. - 2-е изд., перераб. // М.: Просвещение, - 1991. - 96 с.

110. Ергин Ю.В.. Обработка результатов измерений в общем физическом практикуме: учебное пособие // Башк. ун-т. - Уфа, - 1991. - 87 с.

111. Efros В.М., Ivchenko V.A., Efros N.B., Synkov S.G., Popova L.V., Zaika T.P., Lolade L.V. Structure and properties of ultrafine grained nickel after severe plastic deformation // Nanostructured Materials by High-Pressure Severe Plastic Deformation. - 2006. - P. 187-192.

112. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов: учебник для вузов. 4-е изд., перераб. и доп. // М.: Металлургия, - 1986. - 480 с.

113. Uvarov A.I., Sagaradze V.V., Men'shikov A.Z., Kazantsev V.A., Gasnikova G.P. Influence of strengthening treatments on thermal and mechanical properties of cobalt and titanium alloyed iron-nickel invars // ФММ - 1995. - T.80. - № 5. C. 155-164.

114. Guillaume Charles - Ё., Invar and elinvar, // Nobel Lecture, December 11, 1920.

115. Sumiyana K., Grahan G.M., Nakamura Y. High-Field Magnetic Susceptibility of Fe-Pt Alloys // J.Phys. Soc. Japan, - 1973. - V. 35. - P. 1255-1257.

116. Калинин В.М., Цейтлин A.M. - В кн.: Физика металлов и их соединений. Вып. 1. Свердловск, УГУ, - 1974. - с.144-151.

117. Valiev R.Z. Korznikova G.F. Mulukov Kh.Ya. Mishra R.S. Mukherjee A.K., Saturation magnetization and Curie temperature of nanocrytalline nickel, // Philosophical Magazin B, - 1997. - V.75. - No 6. - P.803-811.

118. Mulyukov Kh.Ya., Khaphizov S.B., Valiev R.Z. // Phys. Stat. Sol. (a). - 1992. -V. 133.-P.447.

119. Бурханов A.M., Биткулов И.Х., Казанцев В.А., Мулюков P.P., Мулюков Х.Я., Сафаров И.М., Влияние интенсивной пластической деформации на свойства инварного сплава Fe-36%Ni // ФММ. - 2006. - Т.101. - № 6. - С. 1-7.

120. Белов К.П., Магнитные превращения, // Гос. изд. Физ.-мат. лит. М.: - 1959. -259 с.

121. Мулюков P.P., Биткулов И.Х., ШариповИ.З. Влияние деформационного наноструктурирования и последующих отжигов на эволюцию фазового состава инвара Fe-36%Ni // Письма о материалах. - 2014. - Т. 4. — Вып. 1. -С. 11-14.