^ ПРОЧНОСТЬ
И ПЛАСТИЧНОСТЬ
УДК 669.295293'296'294:539.214
СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЕ ПРИ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ СПЛАВОВ Ti—Nb—(Zr,Ta) И ПРОЯВЛЕНИЕ ЭФФЕКТА ПАМЯТИ ФОРМЫ
© 2011 г. С. М. Дубинский***, С. Д. Прокошкин*, В. Браиловский**, К. Э. Инаекян**, А. В. Коротицкий*, М. Р. Филонов*, М. И. Петржик*
*Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС", 119049 Москва, Ленинский просп., 4 **Ecole de Technologie Supérieure, 1100, rue Notre-Dame Ouest, Montreal, H3C 1K3, Canada
Поступила в редакцию 20.04.2011 г.
Исследовано формирование структуры при термомеханической обработке по схеме "холодная пластическая деформация прокаткой с последеформационным отжигом (ПДО)" и ее влияние на механические свойства сплавов Ti—Nb—(Zr, Ta) с памятью формы. Умеренная деформация (e « 0.3) приводит к формированию развитой дислокационной субструктуры в Р-фазе. При переходе к интенсивной деформации (e « 2) возможно локальное формирование нанокристаллической структуры; аморфизация структуры не происходит. В деформированных сплавах также присутствуют а''-, а-, ю-фазы. При ПДО (1 ч) до 450°С структура Р-фазы изменяется мало. Выше 450°С в Р-фазе формируется полигони-зованная субструктура: наносубзеренная при температуре отжига 500°С, переходящая полностью в субмикронную при 600°С. В случае интенсивной деформации (e « 2) в этом интервале температур отжига наблюдаются и высокоугловые разориентировки блоков. Рекристаллизация Р-фазы в СПФ Ti—Nb—(Zr,Ta) развивается выше 600°С. Присутствие ю-фазы отмечается до 550°С включительно. Параметры решетки а''-мартенсита деформации, образовавшегося в сплаве Ti—Nb—Ta, не зависят от температуры последеформационного отжига в интервале 600—900°С, в котором происходит переход от полигонизованной субструктуры к рекристаллизованной структуре Р-фазы. Область температур ПДО, наиболее благоприятная для проявления эффекта сверхупругости в сплавах Ti—Nb— (Zr,Ta), лежит в окрестности 600°С.
Ключевые слова: сплавы с памятью формы, титановые сплавы, термомеханическая обработка, структура, механические свойства.
ВВЕДЕНИЕ
Один из главных недостатков металлических им-плантов, применяемых в ортопедии, — значительное различие в механическом поведении по сравнению с костной тканью. Металлические импланты имеют более высокий модуль упругости относительно костной ткани, что приводит при приложении циклических нагрузок к потере механической связи между имплантом и костью [1]. Сверхупругое поведение, близкое к поведению костной и зубной биологических тканей, демонстрируют сплавы с памятью формы (СПФ), например, околоэквиатомные сплавы Ti—Ni, что привело к их широкому применению в медицине [2—4]. Однако канцерогенные свойства никеля ограничивают их дальнейшее медицинское применение [5].
Необходимость в металлических имплантах, совмещающих сверхупругое поведение и низкий модуль упругости, т.е. биомеханическую совместимость, привела к развитию исследований в области двойных и многокомпонентных безникелевых сверхупругих сплавов на основе титана, в частности Ti-Nb, Ti-Nb-Ta, Ti-Nb-Zr [6-10].
Эффект памяти формы наблюдается в титановых сплавах, в которых легирующие элементы играют роль Р-стабилизаторов и поэтому препятствуют протеканию в ^ а''- фазового превращения и понижают температуру прямого мартенситного превращения при закалке. В титановых сплавах в-стабили-заторы могут быть разделены на три группы [11, 12].
1. Элементы, изоморфные в-Т и образующие твердые растворы с ограниченной растворимостью в а-фазе (Та, №>, V и Мо).
2. Элементы, изоморфные в-Т и образующие твердые растворы с неограниченной растворимостью в а- и в-Т! ^г и И!).
3. Элементы с ограниченной растворимостью в а- и в-Т!, формирующие интерметаллические соединения: Мп, Сг, Бе, Си, N1, 81, Со.
Легирование титановых сплавов ниобием и танталом приводит к образованию при закалке а''-фазы по мартенситному механизму, а при увеличении их доли — к стабилизации в-фазы при комнатой температуре. Вблизи фазовой границы а'' + в/в в закаленных сплавах наблюдается уменьшение модуля Юнга и проявление эффекта памяти формы, связанного с
Таблица 1. Химический состав сплавов Ti—Nb—Ta и Ti—Nb—Zr (ат. %)*
Обозначение Содержание основных элементов, ат %
сплава Ti Nb Ta Zr
Сплавы группы Ti—Nb—Ta
TNT1 74.0 19.5 6.5 —
TNT2 73.0 20.2 6.8 —
TNT3 72.0 21.0 7.0 —
Сплавы группы Ti—Nb—Zr
TNZ1 76.6 18.3 — 5.1
TNZ2 73.2 21.2 — 5.6
TNZ3 73.4 20.9 — 5.7
* Химический состав сплавов Ti—Nb—Ta приведен по синтезу
обратимым мартенситным превращением в ^ а'' [13]. Легирование сплавов Ti— (Nb,Ta) цирконием способствует тверд орастворному упрочнению, уменьшению вероятности образования хрупкой га-фазы [14], улучшая таким образом функциональные свойства безникеливых сплавов с памятью формы [8, 10-12, 14, 15].
Известно, что можно эффективно управлять функциональными свойствами СПФ Ti—Ni с помощью термомеханической обработки (ТМО) [16—19]. Так, на сплавах с памятью формы системы Ti—Ni при переходе от рекристаллизованной структуры к полигонизованной наносубзеренной субструктуре В2-аустенита в результате ТМО наблюдается повышение комплекса функциональных свойств (повышение максимальных реактивного напряжения и полностью обратимой деформации, расширение температурной области реализации сверхупругого поведения); предельно же высокие значения функциональных свойств достигаются при формировании нанокристаллической структуры исходного аустенита [20—22]. Улучшение свойств в этом случае происходит за счет увеличения разности между "дислокационным" и "фазовым" пределами текучести [21, 23, 24], что обусловливает более позднее включение механизма необратимой пластической деформации.
Полигонизованная наносубзеренная субструктура (НСС) или нанокристалличесая структура (НКС) аустенита формируются в случае по-следеформационного отжига умеренно (истинная деформация при прокатке e = 0.3—0.5) или сильно (e = 1.5—2) наклепанных сплавов Ti—Ni соответственно [20—22, 24, 25]. При этом схема
ТМО с умеренной холодной или теплой деформацией прокаткой или волочением широко применяется на практике [19, 20, 22, 26]. Общая природа структурных механизмов, лежащих в основе формирования функциональных свойств СПФ систем Ti—Ni и Ti—Nb—(Ta, Zr), позволяет предположить возможность использования для управления структурой схожих режимов холодной пластической деформации и последеформационного отжига этих сплавов. Хотя, безусловно, разные кристаллическая структура основных фаз (упорядоченная B2 в СПФ Ti—Ni и твердый раствор в в СПФ Ti—Nb—(Zr,Ta), фазовый состав и диффузионная подвижность атомов должны внести свои особенности.
В настоящей работе исследовали возможности формирования нанокристаллической и полигони-зованной наносубзеренной структуры в-аустенита методами термомеханической обработки в СПФ Ti— Nb—(Ta, Zr), а также влияние такой структуры на механические свойства сплавов.
МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ
Исследовали сплавы систем Ti—Nb—Ta и Ti—Nb— Zr (табл. 1).
Сплавы группы Ti—Nb—Ta (TNT1, TNT2 и TNT3) выплавляли вакуумной электродуговой плавкой (ВЭДП) из чистых шихтовых материалов в виде слитков чечевичной формы диаметром 50 мм и толщиной в центре 15 мм. Слитки отжигали при 900°С, 1 ч и охлаждали в воде. Сплавы группы Ti—Nb—Zr, (TNZ1, TNZ2 и TNZ3) выплавляли методом вакуумной индукционной плавки с последующим горячим прессованием при 900°С. После прессования слитки сплавов Ti—Nb—Zr представляли собой цилиндры диаметром 50 мм и длиной 660 мм. Следует отметить, что с точки зрения промышленного применения предпочтительно получение однородных слитков большого развеса, 5—10 кг, что и было достигнуто на сплавах Ti—Nb—Zr.
Из слитков с помощью электроискровой резки и резки абразивным диском получали заготовки для прокатки, размерами 4 х 10 х 50 мм (Ti—Nb—Ta), 2 х х 8 х 20—50 мм, 1.2 х 0.8 х 100 мм и 2 х 1.5 х 100 мм (Ti—Nb—Zr). Далее сплавы подвергали ТМО, включающей многократную холодную прокатку и после-деформационный отжиг (ПДО) с последующим охлаждением в воде по режимам, приведенным в табл. 2.
Границы интервала степеней деформации при холодной прокатке выбраны из следующих соображений. Нижний предел степени деформации e = lnhjh0 = 0.3 обусловлен величиной деформации, обеспечивающей достаточно сильный наклеп для протекания процессов полигонизации и рекристаллизации при отжиге [23]. Верхнее значение сте-
пени деформации определяется возможностью материала деформироваться при холодной прокатке, не разрушаясь. Для сплавов, подобных исследованным, оно составляет 95—99% [27].
Температурный интервал ПДО (см. табл. 2) выбрали, предполагая, что при минимальной температуре отжига (450°С) начинается развитие процессов возврата, а после отжига при максимальной температуре (900°С) формируется полностью рекристал-лизованная структура ß-фазы.
Подготовку образцов для металлографического исследования проводили путем шлифования на абразивной бумаге P120—P1200 и полирования на фетровом диске с эмульсией оксида алюминия Al2O3 с размером частиц около 1 мкм. Микроструктуру выявляли травлением в 2HF : 1HNO3: 17H2O, 1HF : : 15HNO3 : 5H2O и 1HF : 4HNO3 : 5H2O в различной последовательности в зависимости от типа предшествующей ТМО и исследовали с помощью светового микроскопа "Metallovert, LEITZ". Тонкие фольги для электронномикроскопического исследования на микроскопе "JEOL 2100" готовили электролитической полировкой пластинок толщиной 0.1 мм при —38°С в 15% спиртовом растворе HNO3 на установке "TENUPOL-5". Для определения фазового состава и оценки теоретического ресурса обратимой деформации проводили рентгенографические исследования на дифрактометрах PANALYTICAL X'Pert Pro и RIGAKU D/MAX 2500. Образцы для рентгенографического исследовании готовили аналогично образцам для металлографического исследования для удаления наклепанного поверхностного слоя. Расчеты параметров решетки фаз и максимальной деформации решетки при мартенситном превращении проводили по методикам, аналогичным описанным в [28—30]. Рассчитывали также теоретический ресурс обратимой деформации для случая изотропного поликристалла. Пара
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.