CC BY
9
УДК 69.018.6 : 620.187
Структура, мартенситные превращения и механические свойства стареющего нанокристаллического сплава Ti-50.9 ат. % Ni
Т.М. Полетика1, С.Л. Гирсова1, С.М. Биттер1, А.И. Лотков1,
К. А. Жеронкина2
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия 2 Национальный исследовательский Томский государственный университет, Томск, 634050, Россия
Исследовано влияние температуры старения в интервале температур 300-500 °C на структуру, R мартенситные превращения и механические характеристики нанокристаллического сплава Ti-50.9 ат. % Ni с зеренно/субзеренной структурой. Установлено, что изменение пространственного распределения когерентных частиц Ti3Ni4 в наноструктуре от их расположения на дислокациях при низкотемпературном старении до выделения на дислокационных границах в условиях интенсивного старения сопровождается изменением морфологии R-фазы от нанодоменной до самоаккомодационной пластинчатой структуры. Показано, что нанодоменная структура R-фазы способствует однородной деформации сплава при нагружении/разгрузке и стабилизации эффекта сверхэластичности. В то же время при нагружении сплава с пластинчатой морфологией R-фазы происходит формирование полос локализованной деформации путем переориентации пластин R-фазы по типу деформации Людерса.
Ключевые слова: никелид титана, нанокристаллическая структура, старение, когерентные частицы Ti3Ni4, мартенситные превращения, деформация, механические характеристики
DOI 10.55652/1683-805X_2023_26_6_49
Structure, martensitic transformations and mechanical properties of aging nanocrystalline Ti-50.9 at % Ni alloy
T.M. Poletika1, S.L. Girsova1, S.M. Bitter1, A.I. Lotkov1, and K.A. Zheronkina2
1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 2 National Research Tomsk State University, Tomsk, 634050, Russia
The effect of aging temperature in the range of 300-500°C on the structure, R martensitic transformations and mechanical characteristics of nanocrystalline Ti-50.9 at % Ni alloy with a grain/subgrain structure was studied. It was found that variation in the spatial distribution of coherent Ti3Ni4 particles in the nanostructure from their location on dislocations during low-temperature aging to precipitation at dislocation boundaries under intense aging is accompanied by a change in the morphology of the R phase from a nanodomain to a self-accommodating lamellar structure. The nanodomain structure of the R phase contributes to uniform deformation of the alloy during loading/unloading and stabilization of superelasticity. When loading the alloy with a lamellar R-phase morphology, localized deformation bands are formed by the R-phase reorientation in a Luders deformation manner.
Keywords: nickel titanium, nanocrystalline structure, aging, coherent Ti3Ni4 particles, martensitic transformations, deformation, mechanical characteristics
1. Введение
Сплавы на основе никелида титана обладают уникальными механическими свойствами, обусловленными эффектами памяти формы и сверх-
эластичности, а также высокими коррозионной стойкостью и биосовместимостью [1-4], что делает их наиболее предпочтительными материалами в медицине и технике. Особый научный и
© Полетика Т.М., Гирсова С. Л., Биттер С.М., Лотков А.И., Жеронкина К.А., 2023
практический интерес вызывают нанокристалли-ческие сплавы на основе ТТ№ с повышенными функциональными характеристиками [5-8], полученные методами интенсивной пластической деформации. В медицине обычно используют двойные нанокристаллические сплавы Т1№ с повышенным содержанием атомов N1 (50.6-50.9 ат. %), подверженные старению с образованием когерентных частиц Т13№4 и характеризующиеся эффектом сверхэластичности. В отличие от крупнокристаллических материалов структура, мартен-ситные превращения и структурно-чувствительные свойства нанокристаллических стареющих сплавов ТГ№ исследованы слабее. Сложность их изучения связана с необходимостью учитывать такие особенности, как рост критического напряжения мартенситного сдвига с измельчением зерен [9], реализацию мультистадийности В2 ^ Я ^ В19'-превращений [10], сохранение высокой плотности дислокаций и границ различного типа после интенсивных деформационных обработок [11], возможность подавления в наноструктуре диффузионного распада В2-аустенита с выделением когерентных частиц Т13№4 [12]. Остается невыясненным ряд принципиальных вопросов, касающихся влияния частиц Т13№4 в нанокристал-лических сплавах Т№ на В2 ^ Я ^ В19'-превра-щения и стабилизацию Я-фазы. Возникновение Я-фазы обычно объясняется наличием богатых никелем выделений Т13№4 и высокими внутренними напряжениями от когерентных частиц [13, 14]. Кроме того, к факторам, способствующим В2 ^ Я-превращению в сплавах Т1№, относят на-нокристаллическое состояние материала [10], наличие повышенной плотности дефектов [11], добавление третьего элемента [15]. Следует отметить, что в большинстве исследований Я-фаза игнорируется из-за малого изменения формы (до 1 %) по сравнению с примерно 8% в процессе превращения В2 ^ В19 [16]. Очень мало накоплено информации о микроскопических механизмах превращения и переориентации Я-фазы. В то же время превращения В2 ^ Я обладают узким гистерезисом превращения и слабым искажением В2-решетки, что, в отличие от переходов В2 ^ В19', снижает вероятность образования дислокаций, обеспечивая тем самым рост циклической стабильности превращения и повышение усталостной прочности материала [15]. В предыдущих работах [17, 18] авторами методом просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) исследованы структура, размеры и пространственное
распределение когерентных наночастиц Ti3Ni4 в нанокристаллическом сплаве Ti-50.9 ат. % Ni с неоднородной зеренно/субзеренной структурой в зависимости от температуры старения. Целью настоящей работы является исследование влияния эволюции наноструктуры и системы когерентных частиц Ti3Ni4 с изменением температуры старения на мартенситные превращения и механические свойства нанокристаллического сплава TiNi с эффектами памяти формы и сверхэластичности.
2. Материалы и методы исследований
Для исследований использовали коммерческий нанокристаллический сплав Ti-50.9 ат. % Ni (Vascotube GmbH). Использовали образцы в виде трубок с толщиной стенок 0.23 мм и внешним диаметром 1.67 мм. Термообработки проводили в соляной ванне в течение 1 ч при температурах низкотемпературного старения при 300 и 350 °C, в интервале интенсивного выделения частиц при 400 и 450 °C [4], в условиях начала рекристаллизации при 500 °С. Используемые температуры старения позволили генерировать частицы Ti3Ni4 различных размеров и морфологии. Критические температуры начала мартенситных превращений B2 ^ R (TR), начала (Ms, As) и конца (Mf, Af) прямого (Ms, Mf) и обратного (As, Af) мартенситных превращений B2 о B19' определяли методом измерения электросопротивления (табл. 1). Для охлаждения образцов до криогенных температур использовали жидкий азот. Из табл. 1 следует, что исследуемый нанокристаллический сплав характеризуется мультистадийностью превращений В2 ^ R ^ B19'. Рост TR в температурном интервале старения связан с интенсивным выделением когерентных частиц Ti3Ni4, что сопровождается снижением концентрации никеля и ростом температуры Ms [13, 14].
Таблица 1. Критические температуры прямых и обратных мартенситных превращений
Температура отжига, °C Tr, °C Af, °C As, °C Ms, °C Mf, °C
Исходный 7 -14 -35 -67 -134
300 34 3 -14 -42 -127
350 39 15 -7 -33 -124
400 41 27 6 -29 -78
450 29 20 3 -30 -77
500 15 10 -1 -29 -69
Механические испытания на одноосное растяжение проводили при комнатной температуре (T = 20 °C) со скоростью 4- 10-5 с-1 на испытательной машине LFM-125 (Walter + Bai AG). Образцы подвергали растяжению в режиме нагружение-разгрузка, а также вплоть до разрушения. В образцы в местах контакта с зажимами испытательной машины вставляли штифты из закаленной стали с диаметром, соответствующим внутреннему диаметру трубки для исключения пластической деформации материала. Определяли следующие характеристики: условный предел текучести о0.2, критическое напряжение мартенситного
сдвига omt, остаточную деформацию eres, полную деформацию etot, относительное удлинение до разрушения 5, предел прочности оВ.
Микроструктуру образцов исследовали методом просвечивающей электронной микроскопии на электронном микроскопе JEOL JEM 2100. Тонкие фольги готовили ионным утонением на установке JEOL EM 09100IS. Структура исходного образца, представленная на рис. 1, а, является типичной для сплавов TiNi после холодной деформационной обработки [19]. Сплав TiNi имеет неоднородную зеренно-субзеренную B2 аустенит-ную наноструктуру (рис. 1, а), состоящую из об-
Рис. 1. Структура сплава 11-50.9 ат. % N1 в исходном состоянии: светлопольное электронно-микроскопическое изображение (а) и соответствующая микродифракционная картина (б); гистограммы распределения зерен/субзерен по размерам в зависимости от температуры старения (в)
ластей субструктуры, имеющих субмикронные размеры (до 800 нм), и нанозерен с большеугло-выми границами, расположенных преимущественно внутри областей субструктуры. Средний размер нанозерен/субзерен 80 нм. Субзерна имеют малоугловые границы с азимутальной разори-ентацией менее 3° и содержат дислокации высокой плотности.
3. Результаты и их обсуждение
3.1. Структура и R мартенситные превращения
На рис. 1, в приведены гистограммы распределения зерен/субзерен по размерам, иллюстрирующие изменение микроструктуры после отжигов в зависимости от температуры старения. Так, после низкотемпературного старения при 300 и 350 °С размеры нанозерен/субзерен изменяются незначительно, в субструктуре сохраняется повышенный дислокационный фон. В интервале температур интенсивного старения (400, 450 °C) наблюдается расширение диапазона размеров поли-гонизированных нанозерен/субзерен. Наличие плотности дислокаций внутри субзеренной структуры указывает на отсутствие рекристаллизации. К началу рекристаллизации зерен/субзерен приводит отжиг при 500 °C (рис. 1, в), возникает разброс зерен/субзерен по размерам и формируются большеугловые зерна размером более 200 нм.
Эволюция системы когерентных частиц Ti3Ni4 в зависимости от температуры старения нанокри-сталлического сплава TiNi была исследована авторами в работах [17, 18]. Ниже приведены основные выводы, сделанные на основе полученных данных.
1. При низкотемпературном старении (300, 350 °С) сферические когерентные частицы Ti3Ni4 размером до 10 нм выделяются на дислокациях преимущественно внутри субзерен (рис. 2, а). Частицы Ti3Ni4 обнаружены в нанозернах, содержащих дислокации, но отсутствуют в бездислокационных нанозернах. Выделения Ti3Ni4 редко наблюдаются в области границ/субграниц, что связано с низкой температурой старения, не обеспечивающей диффузию атомов Ni из внутренней части зерен/субзерен к их границам.
2. В интервале температур высокоинтенсивного старения (400, 450 °C) (рис. 2, б) и роста диффузионной активности происходят следующие изменения в системе частиц Ti3Ni4: 1) увеличение размеров частиц (длина до 30 нм) и изменение
Рис. 2. Структура сплава после отжигов при 300 (а), 400 (б) и 500 °С (в). Стрелками указаны строчки частиц (б) и крупная частица на большеугловой границе (в) [17, 18]
формы частиц со сферической на линзовидную; 2) изменение пространственного распределения частиц от выделения на дислокациях до формирования на малоугловых границах. Когерентные
Рис. 3. Структура после отжига при 300 °С: (а) светлопольное электронно-микроскопическое изображение; (б) соответствующая микродифракционная картина, ось зоны ZB2 = [112], линиями выделены ячейки сечения обратной решетки трех вариантов Я-фазы: с ZR = [413] (сплошная линия), для двух вариантов с ZR = (232), связанных двойниковым соотношением (пунктир). Стрелками указаны рефлексы Т13№4 в положениях 1/7(321)
частицы Т13№4 имеют тенденцию выстраиваться в строчки в плоскостях {111}, что указывает на автокаталитический характер их зарождения, реализация которого затруднена в нанозернах из-за ограничений со стороны большеугловых границ [13, 14].
3. Отжиг при 500 °С приводит к началу рекристаллизации структуры зерен/субзерен, сопровождается растворением частиц Т13№4 и ростом бездислокационных зерен. Формируются некогерентные включения Т13№4 размером до 100 нм преимущественно в стыках субзерен и на больше-угловых границах (рис. 2, в).
Исследуемый в настоящей работе нанокрис-таллический сплав Т1-50.9 ат % N1 после отжига в интервале температур 300-450 °С находился при комнатной температуре в состоянии В2 + Я (табл. 1). Рекристаллизация при 500 °С и появление крупных некогерентных выделений частиц Т13№4 привели к уменьшению ТЯ и потере стабильности Я-фазы при температуре испытаний (Т = 20 °С).
Известно, что Я-фаза в сплавах Т1№ зарождается вблизи когерентных выделений Т13№4, что связано с более низкой концентрацией N1 в области межфазных границ и локальными полями напряжений от когерентных частиц [13, 14, 20]. Частицы Т13№4 и высокая плотность дислокаций, сохраняющаяся в наноструктуре после низкотемпературного старения, являются средой для зарождения и стабилизации Я-фазы. В этом случае на светлопольных ПЭМ-изображениях наноструктуры после отжига при 300 °С наблюдается слож-
ный деформационный контраст, что затрудняет разрешение отдельных выделений Т13№4, кристаллов Я-фазы и дислокаций (рис. 3, а). О наличии частиц Т13№4 в В2-матрице свидетельствуют слабые рефлексы на дифрактограммах в позициях 1/7 вдоль (321) обратных векторов В2-решетки (рис. 3, б). Одновременно наблюдаются дополнительные отражения Я-фазы в соизмеримых положениях 1/3 (321) В2 (рис. 3, б). Это указывает на то, что В2-аустенит превращается в Я-фазу, которая стабильна при комнатной температуре.
На светлопольном изображении на рис. 4, а показана область субзеренной структуры в сплаве, состаренном при 300 °С, а также соответствующая дифракционная картина во вставке. На тем-нопольном изображении на рис. 4, б видно, что после низкотемпературного старения Я-фаза демонстрирует преимущественно нанодоменную морфологию вместо обычно наблюдаемой пластинчатой морфологии [21, 22]. В качестве основной причины возникновения нанодоменной структуры Я-фазы в В2-матрице в нанокристал-лическом сплаве Т1№ рассматривают сильное ограничение пространства для развития В2 ^ Я-превращений при наличии в нанокристаллитах высокой плотности дефектов и когерентных на-ночастиц Т13№4, либо атомов третьего элемента, создающих значительные локальные поля внутренних напряжений [21, 22]. Нанодомены имеют близкую к сферической форму, размеры до 10 нм и расположены в зернах/субзернах, содержащих повышенную плотность дислокаций и когерентные выделения Т13№4. Следует отметить равно-
Рис. 4. Морфология Я-фазы после отжигов при 300 (а, б) и 450 °С (в, г): (а, в) светлопольное электронно-микроскопическое изображение и соответствующая микродифракционная картина, проиндексированы оси зон В2-фазы с ZB2 = [133] и Я-фазы с ZR = [241], сплошными линиями выделена ячейка сечения обратной решетки Я-фазы с ZR = [241], пунктирными линиями выделены ячейки для других двух вариантов Я-фазы с ZR = (201); (б) темнопольное изображение Я-фазы в рефлексе, указанном стрелкой на рисунке (а); (г) темнопольное изображение Я-фазы в рефлексе, указанном стрелкой на рисунке (в), отмечены следы плоскостей, соответствующих габитусным плоскостям Я-фазы
мерное распределение нанодоменов Я-фазы в объеме зеренно/субзеренной структуры, что обусловлено однородным пространственным распределением выделяющихся на дислокациях частиц Т13№4. Группы нанодоменов имеют двойниково-связанные ориентации, что иллюстрирует дифракционная картина во вставке на рис. 4, а, где линиями выделены три варианта ячейки сечения обратной решетки Я-фазы в двойниковых соотношениях (ось зоны ZR = [241]). Обычно при В2 ^ Я-превращении образуются от одного до четырех двойниково-связанных вариантов, что связано с механизмом образования Я-фазы путем растяжения В2-решетки вдоль четырех эквивалентных кристаллографических направлений типа (111 )В2 [16, 20].
На рис. 4, в, г показана типичная структура Я-фазы после отжига в условиях интенсивного выделения когерентных частиц Т13№4 при 450 °С. Подобная пластинчатая морфология Я-фазы характерна для Я мартенситных превращений в бездефектной и крупнозернистой матрице. На свет-лопольных (рис. 4, в) и темнопольных изображениях (рис. 4, г) в рефлексах Я-фазы на микродифракционной картине (во вставке на рис. 4, в) видна самоаккомодированная пластинчатая структура с толщиной пластин 20-30 нм. Следует отметить, что Я пластинчатая морфология наблюдается преимущественно внутри субструктуры. При этом пластины могут полностью занимать как отдельные субзерна, так и их группы, что связано с существенным освобождением субзерен от дис-
Рис. 5. Диаграммы о-е, полученные при испытаниях образцов при Т = 20 °С на одноосное растяжение в режиме нагруже-ние-разгрузка, стрелки указывают на отклонение от линейности из-за индуцированного напряжением образования Я-фазы
локаций и с «уходом» частиц Т13№4 из объема субзерен на субграницы [17, 18]. На темнополь-ных изображениях (рис. 4, в) отмечены следы, соответствующие габитусным плоскостям Я-фазы преимущественно в двух ориентациях: вдоль направлений [110]В2 и [001 ]В2.
3.2. Деформационное поведение
Кривые напряжение-деформация при растяжении образцов в режиме нагружение-разгрузка (рис. 5) являются характерными для никелида титана. Первую стадию на деформационных кривых обычно связывают с упругой деформацией аусте-нитной В2-фазы. Для всех кривых характерно плоское плато напряжений, соответствующее зарождению и распространению макроскопических полос деформации типа Людерса, обусловленных В2 ^ В19' мартенситным превращением [1, 23]. В условиях стабильной Я-фазы (табл. 1) в структуре сплава присутствует смесь фаз В2 + Я и деформационное поведение становится более сложным. Так, для образцов, прошедших термообработку в интервале 350-450 °С, в начале упругой стадии деформационной кривой наблюдается область, характеризующаяся малым отклонением от линейности (указана стрелками на рис. 5). Выявленную стадию связывают с индуцированным напряжением В2 ^ Я-превращением остаточного аус-тенита, которое сопровождается возникновением конечного «плато», соответствующего неустойчивому распространению Я-превращения [22, 24]. В дальнейшем на упругом участке деформационной кривой Я-фаза деформируется упруго, а возможная неупругая деформация определяется преимущественной переориентацией [22, 23, 25, 26], которая обеспечивает максимальную кристаллографическую деформацию в направлении приложенной нагрузки [23, 25]. Таким образом, на упругой стадии деформационной кривой сочетают-
ся два процесса: индуцированное напряжением образование Я-фазы и рост благоприятно ориентированного варианта Я-фазы. На рис. 5 видно, что эти процессы протекают при напряжениях менее 100 МПа и в области деформаций до 0.2 %.
Кривые деформации в исходном состоянии и после отжига при 300 и 350 °С имеют флагообраз-ную форму (рис. 5), что характерно для псевдоупругого поведения сплавов Т1№ с повышенным содержанием никеля при температурах испытаний в диапазоне ^ < Т< ТЯ (табл. 1) [1, 26]. Следует отметить, что поддержанию сверхупругости способствует наличие когерентных частиц Т13№4 на дислокациях внутри зерен/субзерен (рис. 2, а), которые блокируют дислокации и приводят к эффективному упрочнению В2-аустенита. С повышением температуры старения происходит рост необратимой деформации: до 0.3 % после отжига при 300 °С и до 0.5 % после отжига при 350 °С. Наблюдается существенное увеличение гистерезиса деформационной кривой нагружение-раз-грузка, что связывают главным образом с ростом плотности когерентных частиц Т13№4 и увеличением их размеров [1, 26].
После отжигов при 400 и 450 °С в интервале интенсивного выделения частиц Т13№4 сплав не показывает полного восстановления после разгрузки, что может быть обусловлено температурой испытаний в интервале Т < А^ < ТЯ [1, 26].
Стадийность упругой части кривой на рис. 5 после рекристаллизации при 500 °С связана с В2 ^ Я-превращением при Ае< Т (указано стрелкой) [1, 26]. Отсутствие восстановления формы в этом случае является следствием роста зерен, укрупнения частиц Т13№4 и снижения предела текучести В2-аустенита. В результате остаточная деформация приобретает пластическую составляющую.
Характер изменения механических характеристик сплава в зависимости от температуры отжи-
Рис. 6. Влияние температуры старения на механические характеристики (а) и кривые растяжения для образцов в исходном состоянии и после термообработок (б). Температура испытаний Т = 20 °С
га показан на рис. 6, а. Видно, что напряжение мартенситного сдвига от и условный предел текучести о0.2 максимальны после низкотемпературного отжига при 300 °С, что связано с подавлением мартенситного превращения В2 ^ В19' в условиях высокой плотности дислокаций и когерентных наночастиц Т13№4. С увеличением температуры отжига по мере роста размеров зерен/субзерен, размеров частиц Т13№4 и потери ими когерентности, а также значительного снижения плотности дислокаций роль локальных внутренних напряжений снижается и определяющим становится градиент концентрации никеля, что сопровождается ростом температуры мартен-ситного превращения М5 (табл. 1). Отметим, что в области стабильности Я-фазы существенно уменьшаются напряжения отЬ а также о0.2, что может свидетельствовать о разупрочнении материала. Для образцов, отожженных при более высоких температурах 450 и 500 °С, эти характеристики изменяются незначительно (рис. 6, а). Кроме того, в области стабильной Я-фазы наблюдается сокращение длины плато на деформационных кривых (рис. 5) за счет меньшей величины деформации превращения Я^ В19', чем превращения В2 ^ В19' [27], что сопровождается уменьшением полной деформации е^.
На рис. 6, б представлены примеры кривых растяжения до разрушения для образцов в исходном состоянии и после отжигов. Видно, что на начальном упругом этапе деформации кривые для исследованных образцов практически совпадают. При дальнейшем нагружении в материале происходит индуцированное приложенным напряжением мартенситное превращение В2 ^ В19'. При более высоких напряжениях наблюда-
ются отличия в ходе кривых в зависимости от температуры отжига. Так, величина предела прочности аВ изменяется от 1200 МПа в исходном состоянии до 1240 МПа после отжига при 300 °С. Дальнейший рост значений аВ для сплавов, состаренных в интервале температур интенсивного выделения частиц фазы Т13№4 (350-450 °С), обусловлен дополнительным упрочнением материала в результате образования высокой объемной плотности частиц Т13№4 внутри зеренно-субзеренной наноструктуры. Максимальное значение аВ достигается после отжига при 350 °С и составляет 1300 МПа. По-видимому, при температуре отжига 350 °С формируется оптимальное сочетание размера высокодисперсных частиц, их объемной доли и пространственного распределения в объеме наноструктуры сплава. Дальнейшее снижение аВ связано с началом рекристаллизации, приводящей к росту размера зерен/субзерен, и укрупнением частиц. Аналогичное влияние эволюция структуры сплава в результате роста температуры отжига оказывает и на величину относительного удлинения 5 при растяжении образцов.
Таким образом, закономерности пространственного распределения когерентных частиц Т13М4 в объеме зеренно/субзеренной наноструктуры и их изменение с ростом температуры старения оказывают заметное влияние на реализацию мар-тенситных превращений, деформационное поведение сплава и его механические характеристики.
3.3. Структура сплава после цикла нагружение-разгрузка
На рис. 7, а показано светлопольное изображение сплава, состаренного при 300 °С, после цикла нагружения-разгрузки. Видно, что после разгруз-
§нГ110
^о 1НВ2
• л
л а
т
■Ьп*
л-
*20(Г
Рис. 7. Субзеренная структура после отжига 300 °С: (а) светлопольное электронно-микроскопическое изображение; (б) соответствующая микродифракционная картина, ZB2 = [112], линиями выделены ячейки сечения обратной решетки трех вариантов Я: с ZR = [413] (сплошная линия), для двух вариантов с ZR = (232), связанных двойниковым соотношением (пунктир), стрелками указаны рефлексы Т13№4 в положениях 1/7(321)
ки остается однородная картина Я-превращений, для которой характерно формирование Я-фазы в отдельных зернах/субзернах и субмикронных конгломератах субзерен независимо от их ориентации. На рис. 7, б показано темнопольное изображение Я-фазы в одиночном зерне в рефлексе (110)Я на дифракционной картине (во вставке), позволяющее рассмотреть внутреннюю структуру пластин. Видно, что эволюция отдельных нанодо-менов Я-фазы в ходе цикла нагружения-разгруз-ки связана с их коалесценцией в пластины Я-фазы шириной 20-30 нм, которые образуются в кристаллографических ориентациях, благоприятных по отношению к внешней нагрузке (рис. 7, а). Это становится возможным в результате переориентации нанодоменов внутри отдельных зерен/субзерен [20, 23, 25, 26]. При этом случайные локальные поля напряжений, создаваемые дефектами и когерентными частицами, стабилизируют нанодомены Я-фазы, предотвращают развитие автокаталитических процессов при мартенситных превращениях, препятствуют формированию од-нодоменного состояния при нагружении, а также обеспечивают дополнительную восстанавливающую силу при разгрузке [28].
Иная картина деформации наблюдается после цикла нагружения-разгрузки в сплавах, состаренных при 400 и 450 °С, для которых характерна пластинчатая морфология Я-фазы. В этом случае переориентация Я-пластин в субзеренной структуре представляет собой кооперативный процесс, при котором локальные напряжения в превращенном субзерне будут способствовать переориента-
ции Я-пластин в соседних субзернах [23, 25]. На рис. 8, а видны группы из нескольких субзерен, которые содержат близкие ориентации Я-плас-тин. Показаны два варианта Я-пластин в соседних субзернах с габитусными плоскостями, близкими к {100}В2 (Я1 и Я2). Соответствующие участки обратной решетки пластин Я1 и Я2 приведены на рис. 8, б. Ниже на рис. 8, а виден агломерат из нескольких субзерен с габитусными плоскостями, близкими к {110}В2 и {100}В2. За счет последовательного вовлечения субзерен с различными вариантами Я-пластин путем их переориентации происходит рост крупных вытянутых областей — ламелей, которые содержат субзерена с наиболее благоприятными ориентациями Я-пластин по отношению к внешней нагрузке (рис. 8, в). Наблюдаемый кооперативный процесс последовательной переориентации Я-пластин развивается по типу деформации Людерса [20, 23, 25]. В результате формируется один благоприятный вариант, обеспечивающий максимальную кристаллографическую деформацию в направлении внешнего на-гружения.
Следует отметить, что в таком Я одновариант-ном состоянии возникает трудность образования других Я-вариантов, что приводит после разгрузки к росту гистерезиса и большой остаточной деформации (рис. 5, 6). Кроме того, отметим, что процесс переориентации в Я-фазе развивается при низких напряжениях (менее 100 МПа), что связано с наличием нанодвойниковых границ между вариантами с различной ориентацией [28]. Известно, что наноразмерное двойникование эф-
%'зю
ш «И*
222
/22,
112
Рис. 8. Структура образцов, состаренных при 400 °С после цикла нагружение-разгрузка: (а, в) светлопольное электронно-микроскопическое изображение; (б) микродифракционная картина с выделенной на (а) области, ZB2 = [132], линиями выделены ячейки сечения обратной решетки Я-фазы: с ZR2 = [410] (сплошная линия), с ZR1 = [232] (пунктир); (г) соответствующая (в) микродифракционная картина, ZB2 = [133], линиями выделены ячейки сечения обратной решетки Я-фа-зы: с ZR = [241] (сплошная линия), для двух вариантов с ZR = (201), связанных двойниковым соотношением (пунктир)
фективно уменьшает сдвиговую жесткость Т1№ в мартенситном состоянии и может приводить к сдвиговой неустойчивости [24, 29]. В результате легкая переориентация может уже при малой деформации приводить к сильной анизотропии Я-фазы и сохранять ее на протяжении перехода Я ^ В19', а также после разгрузки, что сопровождается появлением необратимой деформации и сильным локальным разупрочнением [24, 29].
Таким образом, эволюция системы частиц Т13№4 с изменением температуры старения оказывает существенное влияние на структуру и мартенситные превращения в стареющем нано-кристаллическом сплаве Т1№. Градиент концентрации N1 в В2-матрице, создаваемый выделениями Т13№4, значительно изменяет общий характер мартенситных превращений, в то время как внутренние поля напряжений, связанных преимущест-
венно с частицами Т13№4, играют доминирующую роль в формировании морфологии Я-мар-тенсита. В свою очередь Я-фаза и ее морфология влияют на характер деформационного поведения образцов нанокристаллического сплава Т1№ при нагружении-разгрузке и механические свойства сплава.
4. Заключение
Проведено исследование размеров, формы и пространственного распределения когерентных выделений Т13№4 в образцах сплава Т1-50.9 ат. % N1 с неоднородной иерархически организованной зеренно/субзеренной В2 аустенитной структурой после старения при температурах 300, 350, 400, 450 и 500 °С.
Установлена взаимосвязь между эволюцией пространственного распределения когерентных
частиц Ti3Ni4 в зеренно-субзеренной структуре с ростом температуры старения нанокристалличес-кого сплава Ti-50.9 ат. % Ni и изменением морфологии R-фазы в процессе B2 ^ R-превращений. Показано, что при изменении пространственного распределения частиц Ti3Ni4 в зеренно-субзеренной структуре от их расположения на дислокациях при низкотемпературном старении до выделения на дислокационных границах в условиях интенсивного старения происходит изменение морфологии R-фазы от нанодоменной до самоаккомодированной пластинчатой структуры, что свидетельствует о доминирующей роли внутренних напряжений в формировании структуры R-фазы.
Установлено, что нанодоменная морфология R-фазы обеспечивает однородную мартенситную деформацию и стабилизацию эффекта сверхэластичности. При нагружении сплава с пластинчатой морфологией R-фазы происходят формирование полос локализованной деформации путем переориентации пластин R-фазы по типу деформации Людерса и локальное разупрочнение материала.
Полученные результаты могут быть использованы при выборе режимов термообработок в технологии производства медицинских стентов из нанокристаллического сплава TiNi.
Финансирование
Работа выполнена в рамках государственного задания ИФПМ СО РАН, проект FWRW-2021-0004.
Литература
1. Otsuka K., Ren X. Physical metallurgy of TiNi-based shape memory alloys // Progr. Mater. Sci. - 2005. -V. 50. - P. 511-678. - https://doi:10.1016/j.pmatsci. 2004.10.001
2. Elahinia M.H., Hashemi M., Tabesh M., Bhaduri S.B. Manufacturing and processing of NiTi implants: A review // Progr. Mater. Sci. - 2012. - V. 57. - P. 911946. - https://doi:10.1016/j.pmatsci.2011.11.001
3. Shape Memory Alloys for Biomedical Applications / Ed. by T. Yoneyama, S. Miyazaki. - Cambridge: Wood-head Publishing Ltd., 2008.
4. Pelton A.R., Russell S.M., DiCello J. The physical metallurgy of nitinol for medical applications // JOM. -2003. - V. 55. - P. 33-37. - https://doi.org/10.1007/ s11837-003-0243-3
5. Pushin V.G., Stolyarov V.V., Valiev R.Z., Lowe T.C., Zhu Y. T. Nanostructured TiNi-based shape memory alloys processed by severe plastic deformation // Mater. Sci. Eng. A. - 2005. - V. 410-411. - P. 386-389.
6. Valiev R.Z., Islamgaliev R.K., Alexandrov I.V. Bulk nanostructured materials from severe plastic deformation // Progr. Mater. Sci. - 2000. - V. 45. - P. 911946. - https://doi.org/10.1016/S0079-6425(99)00007-9
7. Sauvage X., Wilde G., Divinski S.V., Horitac Z., Valiev R.Z. Grain boundaries in ultrafine grained materials processed by severe plastic deformation and related phenomena // Mater. Sci. Eng. A. - 2012. - V. 540. -P. 1-12. - https://doi.org/10.1016/j.msea.2012.01.080
8. Ryklina E.P., Polyakova K.A., Tabachkova N.Y., Res-nina N.N., Prokoshkin S.D. Effect of B2 austenite grain size and aging time on microstructure and transformation behavior of thermomechanically treated titanium nickelide // J. Alloys Compd. - 2018. - V. 764. -P. 626-638. - https://doi.org/10.1016/jjallcom.2018. 06.102
9. Waitz T., Kazykhanov V., Karnthaler H.P. Martensitic phase transformations in nanocrystalline NiTi studied by TEM // Acta Mater. - 2004. - V. 52. - P. 137147. - https://doi.org/10.1016Zj.actamat.2003.08.036
10. Shi X., Cui L., Jiang D., Yu C., Guo F., Yu M., Ren Y., Liu Y. Grain size effect on the R phase transformation of nanocrystalline NiTi shape memory alloys // J. Mater. Sci. - 2014. - V. 49. - P. 4643-4647. - https://doi. org/10.1007/s10853-014-8167-6
11. Mahmud A.S., Wu Z., Yang H., Liu Y. Effect of cold work and partial annealing on thermomechanical behaviour of Ti-50.5 at % Ni // Shape Mem. Superelasti-city. - 2017. - V. 3. - P. 57-66. - https://doi.org/10. 1007/s40830-017-0103-6
12. Prokofiev E.A., Burow A., Payton E., Zarnetta R., Frenzel J., Gunderov D., Valiev R., Eggeler G. Suppression of Ni4Ti3 precipitation by grain size refinement in Ni-rich NiTi shape memory alloys // Adv. Eng. Mater. - 2010. - V. 12. - P. 747. - https://doi. org/10.1002/adem.201000101
13. Khalil-Allafi J., Dlouhy A., Eggeler G. Ni4Ti3-precipi-tation during aging of NiTi shape memory alloys and its influence on martensitic phase transformations // Acta Mater. - 2002. - V. 50. - P. 4255-4274. - https:// doi.org/10.1016/S1359-6454(02)00257-4
14. Zheng Y., Jiang F., Li L., Yang H., Liu Y. Effect of ageing treatment on the transformation behaviour of Ti-50.9 at % Ni alloy // Acta Mater. - 2010. - V. 58. -P. 3444-3458. - https://doi.org/10.1016/j.actamat. 2007.10.020
15. Chen Y., Li A., Ma Z., Wang T., Liu Y., Yu K., Yang F., Jiang D., Zhao K., Yang H., Ren Y., Cui L. Step-wise R phase transformation rendering high-stability two-way shape memory effect of a NiTiFe-Nb nanowire composite // Acta Mater. - 2021. - V. 219. -P. 117258. - https://doi.org/10.1016/j.actamat.2021. 117258
16. Wang X.B., Verlinden B., Van Humbeeck J. R-phase transformation in NiTi alloys // Mater. Sci. Technol. -2014. - V. 30. - P. 1517-1529. - https://doi.org/10. 1179/1743284714Y.0000000590
17. Poletika T.M., Girsova S.L., Lotkov A.I. Ti3Ni4 precipitation features in heat-treated grain/subgrain nano-structure in Ni-rich TiNi alloy // Intermetallics. -2020. - V. 127. - P. 106966. - https://doi.org/10.1016/ j.intermet.2020.106966
18. Poletika T.M., Girsova S.L., Lotkov A.I., Kudrya-chovA.N., Girsova N.V. Structure and multistage martensite transformation in nanocrystalline Ti-50.9Ni alloy // Metals. - 2021. - V. 11. - P. 1262. - https://doi. org/10.3390/met11081262
19. Prokoshkin S., Dubinskiy S., Brailovski V. Features of a nanosubgrained structure in deformed and annealed Ti-Ni SMA: A brief review // Shap. Mem. Superelas-ticity. - 2019. - V. 5. - P. 336-345. - https://doi.org/ 10.1007/s40830-019-00241-6
20. Miyazaki S., Wayman C.M. The R-phase transition and associated shape memory mechanism in Ti-Ni single crystals // Acta Metall. - 1988. - V. 36. - P. 181-192.
21. Chen Y., Liu Y., Yu K., Yang F., Jiang D., Ren Y., Cui L. Small-scale confined R-phase transformation in Ni47Ti49Fe2Nb2 alloy // Materialia. - 2021. - V. 20. -P. 101262. - https://doi.org/10.1016/j.mtla.2021.10126
22. Wang D., Hou S., Wang Yu, Ding X., Ren S., Ren X., Wang Y. Superelasticity of slim hysteresis over a wide temperature range by nanodomains of martensite // Acta Mater. - 2014. - V. 66. - P. 349-359. - https:// doi.org/10.1016/j.actamat.2013.11.022
23. Sittner P., Landa M., Lukas P., Novak V. R-phase transformation in NiTi alloys // Mech. Mater. -2006. - V. 38. - P. 475-492. - https://doi.org/10.1016/ j.mechmat.2005.05.025
24. Favier D., Louche H., Schlosser P., Orgeas L., Vacher P., Debove L. Homogeneous and heterogeneous deformation mechanisms in an austenitic polycrystal-line Ti-50.8 at % Ni thin tube under tension. Investigation via temperature and strain fields measurements // Acta Mater. - 2007. - V. 55. - P. 5310-5322. -https://doi.org/ 10.1016/j.actamat.2007.05.027
25. Feng B., Kong X., Hao S., Liu Y., Yang Y., Yang H., Guo F., Jiang D., Wang T., Ren Y., Cui L. In-situ synchrotron high energy X-ray diffraction study of micro-mechanical behaviour of R phase reorientation in na-nocrystalline NiTi alloy // Acta Mater. - 2020. -V. 194. - P. 565-576. - https://doi.org/10.1016/j.acta mat.2020.05.004
26. Miyazaxi S., Otsuka K. Deformation and transition behavior associated with the R-phase in Ti-Ni alloys // Metall. Mater. Trans. A. - 1986. - V. 17. - P. 53-63. -https://doi.org/10.1007/BF02644442
27. Zhang X., Sehitoglu H. Crystallography of the B2
R ^ B19 phase transformations in NiTi // Mater. Sci. Eng. A. - 2004. - V. 374. - P. 292-302. - https://doi. org/10.1016/j.msea.2004.03.013
28. Wang D., Hou S., Wang Yu., Ding X., Ren S., Ren X., Wang Y. Superelasticity of slim hysteresis over a wide temperature range by nanodomains of martensite // Acta Mater. - 2014. - V. 66. - P. 349-359. - http:// dx.doi.org/10.1016/j.actamat.2013.11.022
29. Wang J., Sehitoglu H. Martensite modulus dilemma in monoclinic NiTi—Theory and experiments // Int. J. Plast. - 2014. - V. 61. - P. 17-31. - https://doi.org/ 10.1016/j.ijplas.2014.05.005
Поступила в редакцию 02.05.2023 г., после доработки 18.05.2023 г., принята к публикации 29.05.2023 г.
Сведения об авторах
Полетика Тамара Михайловна, д.ф.-м.н., доц., внс ИФПМ СО РАН, poletm@ispms.ru Гирсова Светлана Леонидовна, к.ф.-м.н., нс ИФПМ СО РАН, girs@ispms.ru Биттер Сергей Максимович, асп., инж.-иссл. ИФПМ СО РАН, s_bitter911996@mail.ru Лотков Александр Иванович, д.ф.-м.н., гнс ИФПМ СО РАН, lotkov@ispms.ru Жеронкина Ксения Андреевна, студ. ТГУ, zheronkina_kseniya@mail.ru
