Физика металлов и металловедение, 2019, T. 120, № 8, стр. 861-866

ВВЕДЕНИЕ

Сплавы на основе метастабильного β-твердого раствора с ОЦК-решеткой, в которых базовыми компонентами являются биосовместимые и нетоксичные элементы – титан, цирконий, ниобий – рассматриваются в качестве перспективных материалов для применения в медицине [1–5]. Преобладание низкомодульной метастабильной β-фазы в структуре разработанных на основе этих компонентов сплавов улучшает их биомеханическую совместимость с костными тканями благодаря достаточно низким значениям модуля упругости на уровне 60–70 ГПа и ниже [4–8]. Указанный диапазон значений модуля упругости достигается при определенном соотношении компонентов, которое обеспечивает необходимые характеристики электронной структуры сплава, выражаемые через параметры Bo (порядок связи) и Md (характеризует энергию на d-уровне) [9–11]. Одним из таких материалов является разработанный в Институте металлофизики НАН Украины сплав IMP BAZALM (Institute for Metal Physics Biomedical Application Zirconium Alloy with Low Modulus) состава Zr₅₁Ti₃₁Nb₁₈ (ат. %), имеющий хорошее сочетание модуля упругости и величины обратимой деформации в процессе нагружения [12]. Ранее нами было показано [13], что в ходе термического воздействия в сплаве Zr₅₁Ti₃₁Nb₁₈ происходит изменение структуры, фазового состава, и это влияет на его физико-механические свойства, включая модуль упругости. Известно [14, 15], что изменение модуля упругости биосовместимых сплавов на основе метастабильной β-фазы возможно в результате холодной пластической деформации, но данные по влиянию степени холодной деформации на модуль упругости сплава Zr₅₁Ti₃₁Nb₁₈ ограничены [12]. Поэтому в настоящей работе изучено формирование структуры и ее связь с физико-механическими свойствами прутковых полуфабрикатов из закаленного сплава Zr₅₁Ti₃₁Nb₁₈, полученных холодной прокаткой с различными степенями обжатия.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ

Материалом для исследования служил сплав Zr₅₁Ti₃₁Nb₁₈ (ат. %), созданный в Институте металлофизики НАН Украины из йодидных Zr, Ti, и Nb, имеющих чистоту 99.9 мас. %, шестикратным переплавом в электро-дуговой печи с водоохлаждаемым медным подом и нерасходуемым вольфрамовым электродом в атмосфере аргона. После выплавки слитки подвергали гомогенизационному отжигу в вакууме при температуре 1000°С в течение 2 ч. Затем сплав деформировали прокаткой в ручьевых валках круглого сечения при температуре начала прокатки 600°С до диаметра 8 мм, отжигали в β-области и закаливали в воду (далее исходное состояние). Дальнейшая обработка осуществлялась прокаткой в ручьевых валках квадратного сечения при температуре 25–60°С с поэтапным отрезанием образцов квадратного сечения со стороной 4.3; 3.0; 2.9; 1.8; 1.3 мм, после деформации со степенями обжатия 63; 82; 84; 94; 97% соответственно. Исследования исходного и полученных прутков выполняли методами оптической и просвечивающей электронной микроскопии с использованием приборов Olympus GX51, JEM-200CХ; дифракции обратно-рассеянных электронов (ДОРЭ) с помощью приставки EBSD HKL Inca с системой анализа Oxsford Instruments к растровому электронному микроскопу ZEISS CrossBeam AURIGA; рентгеноструктурного-фазового анализа (РСФА) на дифрактометре Bruker D8 Advance; микроиндентирования на установка CSM Instruments, позволяющей определять физико-механические свойства сплава, твердость по Виккерсу и контактный модуль упругости. Дюрометрические измерения и определение модуля упругости проводили при нагрузке 9 Н, времени выдержки под нагрузкой 15 с, скорости приложения нагрузки/разгрузки 18 H/мин. Анализ микроструктуры проводили в продольном (вдоль оси прутков) сечении. Микроиндентирование (не менее шести измерений на пруток) осуществляли в плоскости прокатки (прутки квадратного сечения) и продольном сечении (исходный круглый пруток). Съемку данных РСФА и ДОРЭ выполняли с поперечного сечения прутков.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Структура сплава в исходном состоянии характеризуется полиэдрическими, близкими к равноосным β-зернами размером около 250 мкм с характерной субзеренной структурой (рис. 1а). При электронно-микроскопическом исследовании на просвет тонкой структуры установлено, что в матричном β-твердом растворе дислокации могут образовывать характерные плоские скопления, но плотность дислокаций в структуре относительно невелика (рис. 1б). Расчет электронограмм (рис. 1б) показал, что сплав после закалки находится в однофазном β-состоянии. На рентгеновской дифрактограмме, снятой с закаленного прутка диаметром 8 мм, также присутствуют только линии β-фазы (рис. 2).

Рис. 1.

Микроструктура сплава Zr₅₁Ti₃₁Nb₁₈ в исходном состоянии: а – оптическая металлография; б – просвечивающая электронная микроскопия.

Рис. 2.

Рентгенограмма сплава Zr₅₁Ti₃₁Nb₁₈ в исходном состоянии.

Определение физико-механических характеристик (контактного модуля упругости и микротвердости по Виккерсу) этого же прутка показало, что величина модуля упругости составляет 68 ± 2 ГПа, микротвердость по Виккерсу 300 ± 3 HV. Близкие значения для закаленного из β-области сплава Zr₅₁Ti₃₁Nb₁₈ нами получены в работе [13].

Из анализа структуры методом оптической микроскопии в продольном сечении холоднокатаных прутков квадратного сечения следует, что увеличение степени обжатия при холодной деформации от 63 до 97% способствует постепенной переориентации и вытягиванию исходно равноосных β-зерен вдоль направления прокатки с образованием в прутках минимального сечения совершенной волокнистой структуры (рис. 3).

Рис. 3.

Структура сплава Zr₅₁Ti₃₁Nb₁₈ в продольном сечении холоднокатаных прутков квадратного сечения со стороной квадрата, мм: а – 4.3; б – 3.0; в – 2.9; г – 1.8; д – 1.3.

На рентгеновских дифрактограммах (рис. 4), снятых с поперечного сечения холоднокатаных прутков квадратного сечения, присутствуют только линии β-фазы, как и в исходном состоянии (рис. 2), период решетки a_β = 0.34484 ± 0.00032 нм. Т.е. холоднокатаные прутки, как и закаленный, характеризуются однофазным β-состоянием.

Рис. 4.

Рентгенограммы, снятые с поперечного сечения холоднокатаных прутков со стороной квадрата, мм: а – 4.3; б ‒ 3.0; в – 2.9; г – 1.8; д – 1.3.

Отсутствие деформационно-индуцированной ω-фазы, зафиксированной РСФА после холодной деформации волочением данного сплава в работе [12], в холоднокатаных прутках, возможно, связано с использованием различных способов деформации (прокатка в настоящей работе и волочение в [12]). Изменение схемы деформации и, соответственно, напряженно-деформированного состояния может способствовать подавлению развития данного фазового превращения.

Анализ относительной интенсивности линий β-фазы на рентгенограммах показал, что с увеличением степени обжатия при холодной деформации прокаткой от 63 до 97% наблюдается постепенный рост интенсивностей линий 110_β, 211_β за счет преимущественного уменьшения интенсивности линии 200_β (рис. 5а). Изменения такого рода обычно связаны с формированием и совершенствованием текстуры по мере увеличения степени обжатия. Обоснованность утверждения о развитии текстуры при увеличении степени обжатия при холодной прокатке подтверждают данные ориентационной растровой микроскопии (ДОРЭ), полученные с поперечного сечения прутков (рис. 6). Анализ полученных прямых полюсных фигур холоднокатаного прутка максимального (4.3 мм) и минимального (1.3 мм) сечения показал, что вдоль оси прутка (НП – ось 0Z) выстраивается кристаллографическое направление 〈110〉, как и в поперечном направлении (ПН – ось 0Х), а в плоскости прокатки (ПП – ось 0Х является к ней нормалью) лежит плоскость {001}, формируя достаточно устойчивую в сплавах с ОЦК-решеткой [16–19] текстуру {001}ПП〈110〉НП. При этом острота текстуры увеличивается по мере уменьшения стороны прутка от 4.3 к 1.3 мм (рис. 6).

Рис. 5.

Зависимость интенсивности линий 110, 200, 211 β-фазы (а) и уширения линии 211 β-фазы (б) от степени обжатия прутков квадратного сечения из сплава Zr₅₁Ti₃₁Nb₁₈.

Рис. 6.

Прямые полюсные фигуры, полученные с поперечного сечения прутка квадратного сечения со стороной 4.3 мм (а) и 1.3 мм (б) сплава Zr₅₁Ti₃₁Nb₁₈.

Отмечено, что с увеличением степени обжатия при прокатке не наблюдается тенденции к росту уширения линий β-твердого раствора за счет увеличения наклепа и даже, напротив, имеет место некоторое уменьшение этого параметра (рис. 5б). Данный факт позволяет говорить о том, что в ходе холодной прокатки исследуемого сплава Zr₅₁Ti₃₁Nb₁₈ со степенями обжатия в диапазоне 63–97% β-матрица не накапливает в значительном количестве дислокаций – основных структурных дефектов, генерируемых при деформации. Это, очевидно, связано с развитием в холоднодеформированном сплаве процессов динамического возврата [20], характерных для значительных степеней деформации и обусловленных развитием поперечного скольжения дислокаций в деформированных сплавах, особенно с ОЦК-решеткой, как в нашем случае, из-за относительно высокой энергии дефекта упаковки.

Отсутствие заметного упрочнения сплава Zr₅₁Ti₃₁Nb₁₈ при увеличении степени обжатия при холодной прокатке от 63 до 97% подтверждают и микродюрометрические измерения (рис. 7а), проведенные в плоскости прокатки прутков. Видно, что микротвердость по Виккерсу практически остается на постоянном уровне 323 ± 3 HV с повышением степени обжатия в указанном диапазоне.

Рис. 7.

Зависимость микротвердости (а) и модуля упругости (б) сплава Zr₅₁Ti₃₁Nb₁₈ от степени деформации (обжатия).

Известно, что модуль упругости металлического материала изменяется в зависимости от типа кристаллической решетки фаз и ее ориентации в пространстве, что, в свою очередь, определяется термодеформационным воздействием на материал [21–27]. Данные изменения модуля упругости по результатам микроиндентирования в плоскости прокатки приведены на рис. 7б. Установлено, что с увеличением степени обжатия и нарастанием текстурной компоненты {001}ПП〈110〉НП модуль упругости в холоднокатаных образцах уменьшается от исходной величины 68 ± 2 до 55 ± 2 ГПа. Такого же рода влияние степени деформации на модуль упругости сплавов на основе системы Ti–Nb–Zr, зафиксированное в работах [21–23], авторы связывали с изменением текстурного состояния.

Действительно, как было показано методами РСФА и ДОРЭ (рис. 5, 6), с увеличением степени обжатия при прокатке в исследуемых холоднокатаных прутках усиливается текстурная компонента {001}ПП〈110〉НП. Исходя из этого следует, что при определении в плоскости прокатки контактного модуля упругости методом микроиндентирования по мере увеличения степени обжатия прутков все больший вклад в величину модуля упругости вносит компонента вдоль направления 〈100〉, имеющая минимальное значение модуля в ОЦК-решетке данных биосовместимых сплавов согласно экспериментальным и расчетным данным [24–26].

ВЫВОДЫ

На основании полученных в настоящей работе результатов установлено, что при повышении степени обжатия от 63 до 97% холодной прокаткой в прутках закаленного сплава Zr₅₁Ti₃₁Nb₁₈ обеспечиваются:

— переориентация и вытягивание исходно равноосных β-зерен вдоль направления прокатки с образованием в прутках минимального сечения совершенной волокнистой структуры;

— стабилизация величины микротвердости в сплаве в диапазоне 320–325 HV, вследствие развития процессов динамического возврата в деформированной структуре;

— снижение модуля упругости (от 68 до 55 ГПа) в плоскости прокатки прутка за счет совершенствования текстуры {001}ПП〈110〉НП, обеспечивающей преобладание “низкомодульной” кристаллографической ориентировки 〈100〉 в направлении измерения.

Исследование выполнено за счет гранта Российского научного фонда (проект № 18-13-00220).