Formation the τ-phase during the deformation in a quenching biocompatible Ti–26 at % Nb alloy. effect on properties

封面

如何引用文章

全文:

详细

In situ X-ray diffraction studies of a hardened Ti–26 at % Nb alloy with an initial single-phase β structure sublected to tension allows studying the processes occurring upon application of deformation and correlating them to three intervals of strain values. The first range of values (up to 0.7%) is the region of elastic deformation of the bcc lattice of the β titanium solid solution. In the second interval (0.7–1.4%), the occurrence of the strain-induced β → τ transformation is recorded, and, as the strain increases to 1.4%, an increase in the c/a parameter of this lattice is observed. In the third strain range (1.4–2.2%), plastic deformation of the β and τ phases occurs. The resulting τ phase after the test remains quite stable. It is found that after tensile tests, the Young modulus of the hardened Ti–6Nb alloy decreases from 58 to 52–54 GPa, and the microhardness increases from 200 to 240 HV.

全文:

ВВЕДЕНИЕ

Сплавы системы Ti–Nb на основе β-твердого раствора титана используются при разработке биосовместимых материалов [1, 2]. В данных сплавах при содержании ниобия от 22 до 27 ат. % возможна реализация деформационно-индуцированного превращения (ДИП) β→αʹʹ и обратного αʹʹ→β-превращения после снятия нагрузки, либо при последующем нагреве (эффект памяти формы) [1, 3, 4]. При реализации ДИП β→αʹʹ в этих сплавах предел текучести не превышает 200–250 МПа [1], что недостаточно для медицинских ортопедических изделий. Легирование сплавов цирконием, танталом или оловом [5, 6], проведение низкотемпературной термомеханической обработки [7] позволяет увеличить предел текучести до 400–500 МПа [1, 7].

В работах [8, 9] методом рентгеноструктурного фазового анализа (РСФА) сплавов Ti–(15–26) ат.%Nb, подвергнутых холодной деформации, выявлено превращение β-твердого раствора по сдвиговому механизму (деформация Бейна) с образованием метастабильной τ-фазы, имеющей объемно-центрированную тетрагональную (ОЦТ) решетку. После холодной деформации τ-фазу фиксировали в закаленных β-титановых сплавах на базе систем Ti–Ta [10]; Ti–Nb–Zr [10] и в промышленных (α+β)- сплавах титана [11, 12]. Отношение периодов решетки с/а τ-фазы зависит от нескольких факторов [8–13]: 1) стабильности исходного β-твердого раствора; 2) количества метастабильной β-фазы и ее кристаллографической ориентации по отношению к прилагаемым напряжениям; 3) схемы и степени деформации (при растяжении и холодной прокатке с/а > 1 [12, 13], при сжатии (осадке) с/а < 1 [11, 13]). В работах [11, 12] отмечено, что при холодной осадке и прокатке τ-фаза является промежуточной фазой в цепочке β→τ→αʹʹ-превращений и имеет с β, αʹʹ- фазами ориентационные соотношения: при осадке – (110)β||(110)τ; (110)τ||(001)αʹʹ[11]; при прокатке – (100)β||(100)τ; (100)τ||(110)αʹʹ[12]. В работах [8–10] показано, что образование τ-фазы приводит к повышению твердости (прочности) двойных сплавов системы Ti–Nb. Это открывает возможности получения уровня механических свойств, необходимого для использования данных сплавов для имплантатов без дополнительного легирования, повышающего их стоимость.

В работах [14–18] проведены рентгеноструктурные исследования in situ по изучению процессов, протекающих в ходе холодной деформации, в сплавах титана на основе β-твердого раствора. Съемка в ходе деформационного воздействия дифрактограмм с поверхности образца позволила зафиксировать протекание β→αʹʹ-превращения, при этом β→τ-превращение не наблюдали.

Авторами настоящей статьи спроектирована и изготовлена установка в виде приставки к дифрактометру, позволяющая проводить деформацию образца in situ в ходе проведения РСФА.

Исходя из вышесказанного, цель работы – изучение протекания деформационно-индуцированного превращения при холодной деформации и их влияния на комплекс упруго-механических свойств в закаленном β-сплаве титана Ti–26Nb ат.%).

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ

Материалом исследования является горячекатаный в β-области пруток сплава Ti–26 ат. % Nb (далее по тексту – Ti–26Nb), полученный на ПАО “Корпорация ВСПМО-АВИСМА”. Пруток был подвергнут закалке в воду после 2-часовой выдержки при температуре нагрева в β-области 700°С. Из закаленного прутка диаметром 20 мм электроэрозионным способом была вырезана пластина толщиной 1 мм для проведения испытания на растяжение. Пластина была ориентирована параллельно оси прутка и вырезана из его центральной области. Длина рабочей части образца L составила 27 мм, ширина 5 мм.

РСФА образцов в ходе растяжения и после снятия нагрузки осуществляли на дифрактометре Bruker D8 Advance в Kα-излучении меди. Вид приставки к дифрактометру для растяжения образца приведен на рис. 1а.

 

Рис. 1. Вид установки (а); схема проведения рентгеновской сьемки при растяжении (б).

 

Приставку для растяжения устанавливали вместо столика дифрактометра. С помощью приставки производили растяжение образца с фиксацией как прилагаемой нагрузки (измеряли тензометрическими датчиками), так и степени его деформации. На первом этапе производили съемку дифрактограммы с образца в ненагруженном состоянии, а затем при пошаговом растяжении нагруженного образца с возрастанием нагрузки и степени деформации. Схема проведения эксперимента представлена на рис. 1б. После проводили полное снятие нагрузки и запись дифрактограммы с образца в разгруженном состоянии. Съемку при растяжении проводили в интервале углов 2θ 55°–72°.

Микроструктурные исследования сплава в закаленном состоянии и после проведения растяжения проводили на оптическом микроскопе Olimpus GX51 и растровом электронном микроскопе Zeiss CrossBeam Auriga с использованием приставки EBSD (Electron Back Scatter Difraction – дифракции обратно рассеянных электронов) Nordlys HKL Channel 5.

Для подтверждения индексов образующейся в ходе растяжения фазы и параметров ее решетки была использована методика расчета с помощью номограммы Бьерстрема для тетрагональной сингонии [19].

В работе произведен расчет модуля упругости и коэффициента Пуассона с учетом анизотропии решетки β-фазы сплава Ti–26Nb с использованием метода, рассмотренного в работах [20, 21] и показавшего хорошую сходимость полученных расчетных значений модуля упругости с экспериментально измеренными значениями при микроиндентировании. Полученные расчетные значения характеризуют упругие свойства сплава Ti–26Nb при условии, что в его структуре присутствует только β-твердый раствор. Сравнение расчетных и экспериментально полученных значений модуля упругости позволяет оценить вклад от ДИП, реализующихся при холодной деформации, в изменение величины модуля упругости сплава. Для расчета модуля упругости и коэффициента Пуассона сплава Ti–26Nb на каждом выбранном участке рабочей части образца использовали соотношения [22]: E = ∑ f⟨hkl⟩ × Ehkl; ν = ∑ f⟨hkl⟩ × νhkl (6), где f⟨hkl⟩ – объемная доля зерен, ориентированных в направлении ⟨hkl⟩ в плоскости; Еhkl; νhkl – модуль упругости и коэффициент Пуассона в направлении ⟨hkl⟩ ОЦК-решетки β-твердого раствора. Объемные доли зерен β-твердого раствора различных ориентаций определены из данных EBSD-анализа.

Экспериментально модуль упругости и микротвердость по Виккерсу сплава определяли микроинджентированием на приборе CSM Instruments при нагрузке 9 Н. Проводили по 16 измерений как в закаленном состоянии, так и в разных областях образца после испытаний на растяжение: у основания рабочей части образца (далее по тексту условное обозначение 0L), в промежуточной области (по тексту – 1/4L) и в зоне образования шейки при растяжении (по тексту – 1/2L).

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

Анализ дифрактограммы и данных ориентационной микроскопии (рис. 2), показал, что после закалки сплав Ti–26Nb имеет однофазное β-состояние, в структуре наблюдаются полиэдрические β-зерна средним размером 16±2 мкм и с преимущественной ориентацией <110>β вдоль направления нормали (НН) к плоскости съемки (рис. 2б). ОЦК-решетка β-твердого раствора имеет период 0.3281 ± 0.0004 нм.

 

Рис. 2. Дифрактограмма (а) и ориентационная микроскопия (б) закаленного сплава Ti–26Nb.

 

Построенная по данным тензометрических измерений и калибровочных кривых изменения длины образца в ходе нагружения при растяжении диаграмма “напряжение–деформация” закаленного сплава Ti–26Nb представлена на рис. 3а. На диаграмме выделено три интервала значений деформации (I, II, III), отличающиеся по характеру изменения величины напряжения в сплаве при растяжении.

 

Рис. 3. Экспериментально построенная диаграмма “напряжение–деформация” при растяжении закаленного сплава Ti–26Nb (а) и фрагменты дифрактограмм закаленного сплава Ti–26Nb, снятые при деформации растяжением в определенные этапы нагружения (∇–положение максимального пика линий β-фазы;▼ – линий τ-фазы) (б). Съемку проводили с плоскости вырезки.

 

I интервал значений деформации от 0 до 0.7 % характеризует протекание в закаленном сплаве упругой деформации β-твердого раствора по линейному закону Гука (рис. 3а). На рис. 3б приведены участки дифрактограмм, полученных при растяжении на разную степень деформаци, в интервале углов 2θ, характерных для линий 200β и 211β Анализ дифрактограмм, последовательно снятых при растяжении до степени деформации 0.7 %, указывает на смещение линий 200β и 200β в сторону больших углов 2θ. Это характеризует уменьшение периода аβ в НН к плоскости сьемки, по сравнению с закаленным состоянием (рис. 4а). Уменьшение периода связано с возникновением сжимающих напряжений в данном направлении. Расчет параметров решетки показал, что при упругой деформации в ОЦК-решетке β-фазы сплава Ti–26Nb возникают тетрагональные искажения, вызванные напряжениями (растягивающими в направлении растяжения (НР) и сжимающими в НН), возникающими в ходе нагружения образца. Отношение сβ/аβ по мере роста величины деформации повышается до уровня ~1.01 (рис. 4б).

 

Рис. 4. Периоды решеток β- и τ-фазы (а); параметр c/a β- и τ-фаз (б) сплава Ti–26Nb при испытании на растяжение (пунктирной линией на “б” показан переход к значениям после разгрузки).

 

II интервал значений деформации 0.7–1.4% (рис. 3) связан с протеканием ДИП β→τ, образующейся по сдвиговому механизму, как и в сплавах с механически нестабильной β-фазой в работах [8–12]. На приведенном участке дифрактограмм, снятых в этом интервале деформаций, наблюдается появление дополнительных линий (рис. 3б). В случае образования тетрагональной фазы – это линии 200τ и 211τ. Образование τ-фазы при деформации отражается на кривой “напряжение-деформация” (рис. 3а) в виде отклонения от линейной зависимости, характерной для упругой деформации. Подобные линии HKL фиксировали при РСФА исследовании in situ во время испытания на растяжение β-титанового сплава Ti–30Nb–10Ta–5Zr (мас. %) [18]. Их появление авторы объясняли возникающими искажениями решетки β-твердого раствора титана в ходе деформации.

Схожесть полученных результатов в данном исследовании и в работе [18] позволяет предположить, что при растяжении сплава Ti–30Nb–10Ta–5Zr также протекало β→τ-превращение. Близкая стабильность β-твердых растворов, исходя из схожести молибденовых эквивалентов [Mo]экв, рассчитанных по формуле [23]: [Mo]экв = %Mo + + 0.33%Nb + 0.25%Ta + 0.31%Zr, для сплавов Ti–26Nb ([Mo]экв = 13.53) и Ti–30Nb–10Ta–5Zr ([Mo]экв = 13.9) указывает на возможность реализации β→τ-превращения в обоих сплавах.

Параметр а ОЦТ-решетки τ-фазы был рассчитан по линии 200τ (рис. 3б). Ввиду малой интенсивности линии 211τ, вызывающей затруднение в определении ее центра тяжести, параметр с определяли из условия постоянства объемов [24] исходной β- и образующейся при ДИП τ-фазы с использованием полученных из данных РСФА значений периода “а” τ-фазы (рис. 4а). В результате, после деформации на величину 1%, отношение сτ/аτ составило 1.036; что больше, чем у тетрагонально искаженной ОЦК-решетки β-фазы (1.01).

По мере повышения степени деформации в интервале значений 1–1.4%, образовавшиеся линии 200τ и 211τ увеличивают свою интенсивность и смещаются в сторону больших углов 2θ, вызывая рост отношения сτ/аτ от 1.036 (при 1% деформации) до 1.056 (при ~1.4 %) (рис. 4б). Сохранение положений линии β-твердого раствора титана и, следовательно, периодов решетки аβ и с по мере увеличения степени деформации говорит о том, что деформация происходит в основном за счет развития β→τ-превращения.

III интервал значений деформации от 1.4 до 2.2 %, согласно анализу диаграммы “напряжение–деформация” и дифрактограмм (рис. 3), характеризует развитие в сплаве процессов пластической деформации β, τ-фаз. На дифрактограммах, снятых по мере роста деформации от 1.4% до 2.2% положение линий как β-фазы, так и τ-фазы (рис. 3б) практически не меняется. Это возможно при протекании пластической деформации в решетках обеих фаз, при этом полученные отношения параметров сβ /аβ и сτ /аτ имеют постоянные значения (рис. 4б). На кривой “напряжение–деформация”, начиная с деформации 1.4 % (рис. 3а) фиксируется площадка текучести.

Для подтверждения адекватности полученных параметров и индексов интерференции HKL ОЦТ решетки τ-фазы положение линий 200τ, 211τ и рассчитанные значения сτ /аτ были нанесены на номограмму Бьерстрема для тетрагональной сингонии (рис. 5).

 

Рис. 5. Фрагмент номограммы Бьерстрема для тетрагональной сингонии с нанесенными экспериментальными значениями с/а на положение линий с индексами типа 200, 211 ОЦТ-решетки τ-фазы, образованной после растяжения закаленного сплава Ti–26Nb в интервале деформации от 1 до 2.2%.

 

Анализ полученных данных на рис. 5 показал, что линии τ-фазы, фиксируемые на дифрактограммах сплава Ti–26Nb (рис. 3б), соответствуют индексам 200τ и 211τ (или 020τ и 121τ). Рассчитанная степень тетрагональности “с/а” τ-фазы, и, следовательно, параметры ОЦТ-решетки aτ и cτ в интервале значений деформации от 1 до 2.2% хорошо укладываются на номограмму Бьерстрема (рис. 5). Наблюдается соответствие теоретического расчета положения конкретной линии HKL на дифрактограммах (на рис. 5 обозначены линиями), с экспериментально полученными положениями линий решетки τ-фазы (на рис. 5 обозначены точками)

В отличие от работ [14–16], в ходе эксперимента c растяжением появления линий αʹʹ-фазы на дифрактограммах не обнаружено. Возможной причиной отсутствия ДИП с образованием αʹʹ-фазы является повышенное количество в сплаве Ti–26Nb примеси кислорода. Согласно данным спектрального анализа содержание кислорода в сплаве Ti–26Nb составило 1 ат. %, а как показано в работе [15] при таком содержании кислорода в сплавах системы Ti–Nb ДИП β→αʹʹ подавлено.

После разгрузки сплава Ti–26Nb наблюдается снятие тетрагональных искажений (сβ /аβ=1 – см. рис. 4б) решетки β-твердого раствора, наведенных упругими напряжениями в ходе растяжения. При этом дефекты, накопленные в ходе пластической деформации, сохраняются. На это указывает более высокий уровень уширения линии 200β после растяжения и разгрузки по сравнению с закаленным состоянием (рис. 3б). На дифрактограмме после разгрузки сохраняются линии τ-фазы (рис. 6а–в качестве примера представлена линии 200τ), которые, исходя из снижения интенсивности линия 200τ после разгрузки (рис. 6б), частично претерпевает обратное τ→β-превращение. На дифрактограмме, записанной после трех дней вылеживания после разгрузки образца, линии τ-фазы фиксируются, но еще более низкой интенсивности (рис. 6б), что свидетельствует об уменьшении ее объемной доли в сплаве. Последующий нагрев на 100°С не приводит к развитию обратного τ→β-превращения. Отношение периодов c/a ОЦТ-решетки τ-фазы после разгрузки составило 1.036 (рис. 4б), как и в момент фиксации ее образования при наложении деформации в 1 %.

 

Рис. 6. Фрагмент дифрактограмм (а) и отношение интенсивностей линий 200 τ- и 200 β-фаз сплава Ti–26Nb (б) после первого испытания на растяжение.

 

В структуре растянутого образца τ-фаза наблюдается в виде широких плоских образований внутри отдельных β-зерен (рис. 7а). Близкие по морфологии структурные составляющие, образовавшиеся при деформации в β-титановых сплавах, характерны для двойников деформации типа {112}β<110>β и {332}β<113>β [25, 26]. Однако в нашем случае, по данным ориентационной микроскопии растянутого сплава Ti–26Nb (рис. 7б) не наблюдается появления дополнительных ориентировок, связанных с двойниками деформации. Это позволяет утверждать, что наблюдаемые в структуре после растяжения сплава образования относятся именно к τ-фазе.

 

Рис. 7. Структура сплава (а) и ориентационная микроскопия (б) сплава Ti–26Nb после испытания на растяжение и последующего вылеживания в течение 3 дней.

 

Анализ полученной зависимости “деформация – напряжение” (рис. 3а) показал, что предел текучести σ0.2 закаленного сплава Ti–26Nb составляет ~430 МПа. Это значение выше полученных значений в двойных сплавах системы Ti–Nb близких составов после закалки [1] и приближено к значениям после термомеханической обработки [1, 7]. Наблюдаемые различия в значениях предела текучести в настоящей работе и работах [1, 7] могут быть связаны с несколькими факторами. Во-первых, повлиять могло разное содержание примесей (кислорода, азота и др.), которые могут значительно повысить предел текучести в сплаве до значений 400 МПа и выше [1, 27]. Во-вторых, различие размера β-зерна после закалки. В нашем случае после закалки средний размер β-зерна составил 16 мкм, и это могло привести к увеличению вклада зернограничного упрочнения в предел текучести исследуемого сплава. В-третьих, разные условия проведения эксперимента, в частности, разница в скорости прилагаемой деформации может повлиять на полученные значения предела текучести [28].

Рассчитанные значения модуля упругости и коэффициента Пуассона ОЦК-решетки β-твердого раствора сплава Ti–26Nb в зависимости от ориентации на стереографическом треугольнике приведены на рис. 8. Согласно данным расчета в ОЦК-решетке β-твердого раствора сплава Ti–26Nb низкомодульным направлением является <001> c E001= 41 ГПа и ν001 = 0.44; высокомодульным – направление <111> c E111= 70 ГПа и ν111= 0.4, что согласуется с результатами предыдущих исследований β-фазы сплавов на базе системы Ti–Nb [20, 29].

 

Рис. 8. Контур графики рассчитанного модуля упругости (а) и коэффициента Пуассона (б) ОЦК-решетки β-твердого раствора сплава Ti–26Nb в зависимости от ориентации.

 

EBSD-анализ образца сплава Ti–26Nb до и после испытания на растяжение (рис. 2б, рис. 6б) показал, что объемная доля β-зерен, ориентированных в НН вдоль направлений <001>, увеличивается по мере приближения к области образования шейки, а объемная доля зерен, ориентированных в НН вдоль направления <110>, снижается, что согласуется с литературными данными [20, 29]. Отношение доли зерен, имеющих преимущественную ориентацию <001>, к доле зерен, ориентированных вдоль <110>, (f<001>β /f<110>β) увеличивается от 0.33 (исходное состояние) до 1.35 (область образования шейки).

Рассчитанный коэффициент Пуассона использован в качестве входного параметра при микроиндентировании по методу Оливера и Фарра [30]. Экспериментальные значения модуля упругости сравнивали с расчетными значениями (табл. 1).

 

Таблица 1. Экспериментальные и расчетные значения модуля упругости, коэффициента Пуассона и микротвердости закаленного сплавов Ti–26Nb в исходном состоянии и после проведения испытаний на растяжение

Параметры

Исходное состояние

0L

1/4L

1/2L

Еэксп, ГПа

58±2

55±2

54±2

52±2

Ерасч, ГПа

59

58

57

56

νрасч

0.42

0.42

0.42

0.43

HVэксп

200±5

225±3

235±2

240±2

 

Значения модуля упругости и микротвердости (табл. 1) закаленного сплава Ti–26Nb до испытания на растяжение составили 58±2 ГПа и 200±5 HV соответственно. Экспериментальное значение модуля упругости в исходном состоянии в пределах ошибки измерения совпадает с рассчитанным значением (табл. 1). После проведения испытаний на растяжение экспериментальный модуль упругости постепенно снижается вплоть до 52±2 ГПа в зоне пластической деформации, где образовалась шейка. Рассчитанные значения Е также снижаются (табл. 1), что объясняется увеличением объемной доли β-зерен с низкомодульными ориентировками по мере приближения к зоне пластической деформации с образованием шейки (1/2L).

По данным расчета, значения модуля упругости имеют большую величину, чем его экспериментальные значения, полученные при микроиндентировании. Это мы связываем с двумя причинами: 1) можно полагать, что Еτ<Eβ, однако реальный модуль упругости τ-фазы не известен; 2) при приложении деформации происходит размягчение β-твердого раствора перед сдвиговыми превращениями, к которым относится и β→τ-превращение (по принципу температурной зависимости, которая рассмотрена в работах [4, 29]) и, следовательно, наблюдается дополнительное снижение модуля упругости сплава. Для более точного ответа о причинах снижения модуля упругости в исследуемом сплаве при деформации необходимы дополнительные исследования.

Микротвердость сплава Ti–26Nb после проведения испытания на растяжение постепенно увеличивается по сечению рабочей части по мере приближения к области образования шейки (до 240±2 HV). Данный рост может быть связан в том числе с образованием в структуре сплава τ-фазы после приложения деформации, что фиксировали ранее в работах [8–11]. Рост микротвердости по сечению рабочей части обусловлен постепенным увеличением деформационного наклепа и объемной доли τ-фазы в структуре сплава Ti–26Nb по мере приближения к зоне образования шейки в рабочей части образца. Дополнительного вклада зернограничного упрочнения не происходит ввиду того, что размер зерна по всему сечению растянутого образца в НН не изменяется, по сравнению с исходным закаленным состоянием (средний размер β-зерен по всему сечению рабочей части образца ~16 мкм).

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Проведение РСФА in situ при растяжении сплава Ti–26Nb, закаленного на метастабильный β-твердый раствор, позволило подробно изучить процессы, протекающие при наложении деформации и разделить их на три интервала. Первый интервал значений до 0.7% деформации характеризуется протеканием упругой деформации в образце и возникновением тетрагональных искажений ОЦК-решетки β-твердого раствора титана. Во втором интервале (0.7–1.4%) при 1% деформации зафиксирована τ-фаза с ОЦТ-решеткой, образованная по сдвиговому механизму, и по мере увеличения степени деформации до 1.4% наблюдается рост параметра с/a ее решетки. В третьем интервале деформаций (1.4–2.2%) наблюдается протекание пластической деформации β- и τ-фаз.

Показано, что образовавшаяся при деформации τ-фаза является относительно стабильной, так как фиксируется после снятия нагрузки и последующего вылеживания, а также нагрева до 100°С. Параметры решетки τ-фазы после проведения испытаний: аτ = 0.3243 нм; сτ = 0.3359 нм; сτ/аτ = 1.036.

Установлено, что после проведения испытаний на растяжение модуль упругости закаленного сплава Ti–26Nb снизился от 58 ГПа до 52–54 ГПа. Микротвердость сплава Ti–26Nb повысилась от 200 HV (до испытания) до 240 HV (зона шейки после испытания), за счет деформационного упрочнения β-матрицы и образования τ-фазы.

Работа выполнена в рамках соглашения с Министерством науки и высшего образования № 075-03-2023-006 от 16.01.2023 (номер темы FEUZ-2023-0015).

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

×

作者简介

A. Korenev

Ural Federal University named after the First President of Russia B. N. Yeltsin

Email: a.g.illarionov@urfu.ru
俄罗斯联邦, Ekaterinburg, 620002

S. Demakov

Ural Federal University named after the First President of Russia B. N. Yeltsin

Email: a.g.illarionov@urfu.ru
俄罗斯联邦, Ekaterinburg, 620002

M. Karabanalov

Ural Federal University named after the First President of Russia B. N. Yeltsin

Email: a.g.illarionov@urfu.ru
俄罗斯联邦, Ekaterinburg, 620002

A. Illarionov

Ural Federal University named after the First President of Russia B. N. Yeltsin; Mikheev Institute of Metal Physics, Ural Branch, Russian Academy of Sciences

编辑信件的主要联系方式.
Email: a.g.illarionov@urfu.ru
俄罗斯联邦, Ekaterinburg, 620002; Ekaterinburg, 620108

参考

  1. Miyazaki S., Kim H.Y., Hosoda H. Development and characterization of Ni-free Ti-base shape memory and superelastic alloys // Mater. Sci. Eng. A. 2006. V. 438–440. P. 18–24.
  2. Sidhu S.S., Singh H., Abdel-Hady M. A review on alloy design, biological response, and strengthening of β-titanium alloys as biomaterials // Mater. Sci. Eng. C. 2021. V. 121. P. 111661.
  3. Demakov S., Kylosova I., Stepanov S., Bönisch M. A general model for the crystal structure of orthorhombic martensite in Ti alloys // Acta Crystallographica Section B: Structural Science, Crystal Engineering and Materials. 2021. Т. 77. № 2. С. 749–762.
  4. Ильин А.А. Механизм и кинетика фазовых и структурных превращений в титановых сплавах. М.: Наука, 1994. 304 с.
  5. Weng W., Biesiekierski A., Li Y., Wen C. Effects of selected metallic and interstitial elements on the microstructure and mechanical properties of beta titanium alloys for orthopedic applications // Materialia. 2019. V. 6. P. 100323.
  6. Kim H.Y., Fu J., Tobe H., Kim J.I., Miyazaki S. Crystal structure, transformation strain, and superelastic property of Ti–Nb–Zr and Ti–Nb–Ta alloys // Shap. Mem. Superelasticity. 2015. V. 1. P. 107–116.
  7. Kim H.Y., Kim J.I., Inamura T., Hosoda H., Myazaki S. Effect of thermo-mechanical treatment on mechanical properties and shape memory behavior of Ti–(26–28) at.% Nb alloys // Mater. Sci. Eng. A. 2006. V. 438–440. P. 839–843.
  8. Кадыкова Г.Н., Гадзоева М.М., Обходова Т.В. Влияние холодной деформации на фазовые превращения в титан-ниобиевых сплавах // Металлы. 1974. № 3. С. 165–172.
  9. Лясоцкий И.В., Кадыкова Г.Н., Тяпкин Ю.Д. Структура твердых растворов сплавов на основе титана с ОЦК решеткой и образование тетрагональной фазы при холодной деформации // ФММ. 1978. Т. 46. № 1. С. 142–150.
  10. Кадыкова Г.Н., Гадзоева М.М. Влияние циркония на фазовые превращения в сплавах Ti–Nb // Металлы. 1975. № 2. С. 198–204.
  11. Илларионов А.Г., Нарыгина И.В., Карабаналов М.С., Демаков С.Л., Попов А.А., Елкина О.А. Структурные и фазовые превращения в титановом сплаве переходного класса при деформационном воздействии // ФММ. 2010. Т. 110. № 3. С. 295–304.
  12. Львова Е.А., Черемных В.Г. Стадийность мартенситного превращения, индуцированного пластической деформацией, в титановых сплавах // ФММ. 1987. Т. 63. № 3. С. 525–533.
  13. Мальцев В.М. Влияние вида деформации на распад метастабильной β-фазы в сплаве Вт16 // ФММ. 1976. Т. 41. № 6. С. 1225–1231.
  14. Tahara M., Kim H.Y., Hosoda H., Miyazaki S. Cyclic deformation behavior of a Ti-26 at.% Nb alloy // Acta Mater. 2009. V. 57. P. 2461–2469.
  15. Tahara M., Kim H.Y., Inamura T., Hosoda H., Miyazaki S. Lattice modulation and superelasticity in oxygen-added β-Ti alloys // Acta Mater. 2011. V. 59. P. 6208–6218.
  16. Castany P., Ramarolahy A., Prima F., Laheurte P., Curfs C., Gloriant T. In situ synchrotron X-ray diffraction study of the martensitic transformation in superelastic Ti-24Nb-0.5N and Ti-24Nb-0.5O alloys // Acta Mater. 2015. V. 88. P. 102–111.
  17. Sheremetyev V., Dubinskiy S., Kudryashova A., Prokoshkin S., Brailovski V. In situ XRD study of stress- and cooling-induced martensitic transformations in ultrafine- and nano-grained superelastic Ti-18Zr-14Nb alloy // J. Alloys Compounds. 2022. V. 902. P. 163704.
  18. Niinomy M., Akahori T., Nakai M. In situ X-ray analysis of mechanism of nonlinear super elastic behavior of Ti–Nb–Ta–Zr system beta-type titanium alloy for biomedical applications // Mater. Sci. Eng. C. 2008. V. 28. P. 406–413.
  19. Панова Т.В., Блинов В.И. Определение индексов отражающихся плоскостей: Описание лабораторной работы по курсу “Рентгеноструктурный анализ”. Омск: Омск. гос. ун-т, 2004. 20 с.
  20. Коренев А.А., Илларионов А.Г. Расчетные и экспериментальные упругие свойства закаленных биосовместимых сплавов титана систем Ti–Nb, Ti–Nb–Zr, Ti–Nb–Zr–Sn, Ti–Nb–Zr–Sn–Ta // ФММ. 2022. Т. 123. № 11. С. 1–7.
  21. Коренев А.А., Илларионов А.Г. Влияние холодной деформации на структуру, текстуру, упругие и микродюрометрические свойства биосовместимых бета-титановых сплавов на базе системы Ti–Nb–Zr // ФММ. 2023. Т. 124. № 6. С. 492–499.
  22. Shinohara Y., Matsumoto Y., Tahara M., Hosoda H., Inamura T. Development of 〈001〉-fiber texture in cold-groove-rolled Ti–Mo–Al–Zr biomedical alloy // Materialia. 2018. V. 1. P. 52–61.
  23. Jiang B., Wang Q., Wen D., Xu W., Chen G. Dong C., Sun L., Liaw P.K. Effects of Nb and Zr on structural stabilities of Ti–Mo–Sn-based alloys with low modulus // Mater. Sci. Eng. A. 2017. V. 687. P. 1–7.
  24. Гречников Ф.В. Теория пластического деформирования металлов: Учебник / Ф.В. Гренчников, В.Г. Каргин. Самара: Издательство Самарского университета, 2021. 448 с.
  25. Jiang B., Wang Q., Li X., Dong C., Xu F., He H., Sun L. Structural stability of the metastable β-[(Mo0.5Sn0.5)-(Ti13Zr1)]Nb1 alloy with low Young’s modulus at different states // Metal. Mater. Trans. A. 2017. V. 48A. P. 3912–3919.
  26. Yang Y., Zhang B., Meng Z., Qu L., Wang H., Cao S., Hu J., Chen H. Wu S., Ping D., Li G., Zhang L.-C., Yang R., Huang A. {332} < 113 > Twinning transfer behavior and its effect on the twin shape in a beta-type Ti-23.1Nb-2.0Zr-1.0O alloy // J. Mater. Sci. Techn. 2021. V. 91. P. 58–66.
  27. Hou F.Q., Li S.J., Hao Y.L., Yang R. Nonlinear elastic deformation behavior of Ti-30Nb-12Zr alloys // Scripta Mater. 2010. V. 63. P. 54–57.
  28. Золоторевский В.С. Механические свойства металлов. Учебник для вузов 3-е изд., перераб. и доп. М.: МИСИС, 1998. 400 с.
  29. Муслов С.А. Упругие свойства металлов и сплавов накануне мартенситных превращений // Международный научно-исследовательский журнал. 2019. Т. 80. № 2. С. 13–19.
  30. Oliver W.C., Pharr G.M. Measurement of hardness and elastic modulus by instrumented indentation: Advances in understanding and refinements to methodology Pharr // J. Mater. Res. 2004. V. 19. № 1. P. 3–20.

补充文件

附件文件
动作
1. JATS XML
下载
2. Fig. 1. View of the installation (a); diagram of the X-ray imaging under tension (b).

下载 (22KB)
索引源数据
3. Fig. 2. Diffraction pattern (a) and orientation microscopy (b) of the quenched Ti–26Nb alloy.

下载 (29KB)
索引源数据
4. Fig. 3. Experimentally constructed stress-strain diagram for tensile testing of quenched Ti–26Nb alloy (a) and fragments of diffraction patterns of quenched Ti–26Nb alloy, recorded during tensile deformation at certain loading stages ( is the position of the maximum peak of the β-phase lines; ▼ are the τ-phase lines) (b). The recording was carried out from the plane of the cut.

下载 (61KB)
索引源数据
5. Fig. 4. Lattice periods of the β- and τ-phases (a); parameter c/a of the β- and τ-phases (b) of the Ti–26Nb alloy during tensile testing (the dotted line in “b” shows the transition to values ​​after unloading).

下载 (29KB)
索引源数据
6. Fig. 5. Fragment of the Bjerstrom nomogram for the tetragonal syngony with the experimental values ​​of c/a plotted on the position of lines with indices of the 200, 211 type of the bct lattice of the τ-phase formed after stretching the quenched Ti–26Nb alloy in the deformation range from 1 to 2.2%.

下载 (15KB)
索引源数据
7. Fig. 6. Fragment of diffraction patterns (a) and the ratio of the intensities of the lines of the 200 τ- and 200 β-phases of the Ti–26Nb alloy (b) after the first tensile test.

下载 (29KB)
索引源数据
8. Fig. 7. Alloy structure (a) and orientation microscopy (b) of Ti–26Nb alloy after tensile testing and subsequent aging for 3 days.

下载 (28KB)
索引源数据
9. Fig. 8. Contour of the graph of the calculated modulus of elasticity (a) and Poisson's ratio (b) of the bcc lattice of the β-solid solution of the Ti–26Nb alloy depending on the orientation.

下载 (24KB)
索引源数据


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».