1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Физика металлов и металловедение
  4. T. 121, № 4, 2020

Физика металлов и металловедение, 2020, T. 121, № 4, стр. 411-417

Структурно-фазовое состояние и механические свойства биосовместимых сплавов различных классов на основе титана

А. Г. Илларионов a, b, А. Г. Нежданов a, С. И. Степанов a, *, Г. Муллер-Камский c, А. А. Попов a, b

a УрФУ им. первого Президента России Б.Н. Ельцина
620002 Екатеринбург, ул. Мира 19, Россия

b Институт физики металлов УрО РАН
620108 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18, Россия

c Израильский институт металлов университета Технион
3200003 Хайфа, Израиль

* E-mail: s.i.stepanov@urfu.ru

Поступила в редакцию 29.10.2019
После доработки 05.11.2019
Принята к публикации 19.11.2019

Полный текст (PDF)

Аннотация

Методами растровой электронной микроскопии, рентгеноструктурного фазового анализа изучены структура и фазовый состав биосовместимых титановых сплавов состава (мас. %) Ti–10Zr–1.2Nb–1.5Al, Ti–6Al–4V ELI, Ti–15Mo, Ti–36.1Nb–3.8Zr–2.4Ta–1.9Sn в горячедеформированном состоянии. Проведен анализ механических свойств на растяжение в зависимости от структуры и прочностного алюминиевого эквивалента сплавов. Посредством испытаний на растяжение, динамического механического анализа и микроиндентирования определены модули упругости сплавов, установлена сопоставимость значений в пределах погрешности 3–7%. Немонотонный характер изменения модуля упругости при нагреве до 550°С объяснен с точки зрения протекания процессов релаксации напряжений и возврата в сплавах Ti–10Zr–1.2Nb–1.5Al, Ti–6Al–4V ELI и выделения высокомодульной ω-фазы в сплаве Ti–15Mo. Для сплава Ti–36.1Nb–3.8Zr–2.4Ta–1.9Sn продемонстрирована реализация “элинварного” эффекта. Установлена корреляция между скоростью изменения модуля упругости с температурой нагрева и соотношением α- и β-фаз в структуре сплавов.

Ключевые слова: модуль упругости, биосовместимые титановые сплавы, фазовый состав, испытание на растяжение, динамический механический анализ, микроиндентирование

ВВЕДЕНИЕ

Титан и его сплавы благодаря сочетанию биосовместимости и высокой удельной прочности широко используются для изготовления медицинских имплантатов [1, 2]. Повышение прочностных свойств сплавов титана, необходимое для облегчения медицинских изделий, возможно за счет введения легирующих элементов – α-стабилизаторов (Al, O, N) и β-стабилизаторов (V, Mo, Nb, Ta, Fe, Cr и др.). Такие легирующие элементы повышают прочность и стабильность низкотемпературной модификации титана – α-Ti с ГПУ-решеткой, и высокотемпературной модификации титана – β-Ti с ОЦК-решеткой. Возможен вариант легирования нейтральными упрочнителями (Zr, Sn), относительно мало влияющими на стабильность α-, β-фаз в титане [3]. Первым разработанным для медицины сплавом титана является α + β-сплав мартенситного класса Ti–6Al–4V ELI (extra low interstitial) c низким содержанием примесей [4, 5]. Однако легирующие элементы алюминий и ванадий в этом сплаве при длительном пребывании в организме человека могут вызывать аллергические реакции и оказывать негативное влияние на нервную систему [6]. Кроме того, из-за значительного содержания алюминия и преобладания в структуре α-фазы сплав имеет модуль упругости более 100 ГПа [1], что снижает его биомеханическую совместимость. С учетом отмеченных недостатков сплава Ti–6Al–4V ELI в России для медицины разработан псевдо-α-сплав на базе системы Ti–Zr–Nb–Al [7] (в статье сплав именуется TZNA – по первым буквам элементов, входящих в его состав), в котором ограничено содержание Al и Fe, имеющих невысокую биосовместимость, а для обеспечения упрочнения α-фазы, сопоставимого с упрочнением сплава Ti–6Al–4V ELI, введены биосовместимые элементы – цирконий (от 7 до 15%) и ниобий (около 1–2% – в пределах растворимости в α-фазе).

Повышение биомеханической совместимости титановых сплавов достигается в результате снижения в них модуля упругости за счет стабилизации легированием низкомодульной β-фазы [8]. Одним из первых разработанных биосовместимых сплавов на основе β-фазы является α + β-сплав переходного класса Ti-15Mo [4]. После закалки из β-области в сплаве фиксируется метастабильный β-твердый раствор, имеющий модуль упругости на уровне 75–85 ГПа [9], что ниже чем у сплавов Ti–6Al–4V ELI, TZNA, но выше, чем модуль упругости кортикальной кости (10–30 ГПа) [10]. Отмечено, что молибден как легирующий элемент имеет ограниченную биосовместимость [3]. Низкомодульные титановые сплавы последнего поколения преимущественно построены на системе Ti–Nb [1, 11] c добавками таких элементов как Zr, Ta, Sn [12]. Это связано с тем, что с одной стороны Nb, Zr, Ta, Sn, как и титан совместимы с живыми тканями [6], с другой стороны, при необходимом их содержании возможна стабилизация низкомодульных α"- и β-фаз в структуре, и атомный радиус этих элементов больше, чем у титана. Все это в целом, благоприятно сказывается на снижении модуля упругости сплавов вплоть до уровня 30–35 ГПа [13, 14], приближающегося к значению модуля упругости кости. Представителем данной группы сплавов является опытный псевдо-β-сплав Ti–36Nb–4Zr–2Ta–2Sn (в статье обозначен как TNZTS – по первым буквам элементов, входящих в состав сплава).

На практике модуль упругости (Е) материалов определяется различными методами [15], в частности, по результатам анализа кривых растяжения при механических испытаниях, по данным динамического механического анализа (ДМА) и при микроиндентировании по кривой разгружения. Различные методики измерения модуля упругости могут давать не всегда одинаковые величины E и работ, связанных с анализом сопоставимости значений модуля упругости, получаемых различными методами, в частности, для биосовместимых титановых сплавов, практически нет. Следует отметить, что модуль упругости сплава зависит от структурно-фазового состояния сплава, на которое влияет окончательная обработка, например, перед введением в человеческий организм имплантаты из сплавов титана стерилизуют, нагревая вплоть до температуры 240°С [16]. Это может способствовать протеканию в сплаве, находящемся в метастабильном состоянии, структурных и фазовых превращений, отражающихся на модуле упругости, и анализ изменения модуля упругости биосовместимых сплавов при нагреве имеет научный и практический интерес. Исходя из вышесказанного, целью работы является установление взаимосвязи между структурно-фазовым состоянием и комплексом физико-механических свойств, в том числе модулем упругости, определенном различными методами, в биосовместимых сплавах титана TZNA, Ti–6Al–4V ELI, Ti–15Mo, TNZTS.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ

Материалом исследования служили горячедеформированные прутки диаметром 23–27 мм из сплавов Ti–6–4 ELI, TZNA, Ti–15Mo, и кованная заготовка из сплава TNTZS (квадрат 25 мм), выплавленные на ПАО “Корпорация ВСМПО-АВИСМА”. Cплавы имеют химический состав (мас. %) – Ti–6Al–4V–0.17Fe–0.1О (Ti–6Al–4V ELI), Ti–10Zr–1.2Nb–1.5Al–0.5Fe–0.3Si–0.3О (TZNA), Ti–13.5Mo–0.41Al–0.02Fe–0.1Si–0.13О (Ti–15Mo), Ti–36.1Nb–3.8Zr–2.4Ta–1.9Sn–0.05О (TNZTS). Окончательная деформация сплавов Ti-6Al-4V ELI, TZNA, Ti–15Mo осуществлялась в двухфазной (α + β)-области, а сплава TNZTS в однофазной β-области с последующим охлаждением на воздухе.

Анализ микроструктуры сплавов осуществляли на растровом электронном микроскопе JEOL JSM-6490 LV. Рентгеноструктурный фазовый анализ (РСФА) проводили на дифрактометре Bruker D8 Advance в Kα-излучении меди. Периоды решеток фаз рассчитаны методом Ритвельда в программном пакете TOPAS. Для механических испытаний на растяжение вырезанных вдоль направления прокатки плоских образцов с размерами рабочей части 50 × 8 × 2 мм использовали машину Instron 3382 с экстензометром. ДМА осуществляли на образцах размерами 25 × 4 × 1 мм (длинная часть параллельна направлению прокатки) по схеме трехточечного изгиба, определяли динамический модуль упругости (E ') на установке NETZSCH DMA 242 C со скоростью нагрева 10°/мин в защитной атмосфере аргона до 550°С. Микротвердость и релаксированный модуль упругости (Er) определяли микроиндентированием поверхности образцов, лежащей поперек оси прутков, на приборе CSM ConScan по методу Оливера–Фарра по 12 измерениям при нагрузке 9 Н.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

Структура горячедеформированных сплавов представлена на рис. 1. В сплаве TZNA наблюдаются вытянутые вдоль направления прокатки деформированные α-зерна, в части из которых имеет развитие процесс рекристаллизации, способствующий появлению равноосных α-зерен, остаточная β-фаза имеет вид прослоек и отдельных включений между α-зернами (рис. 1а). Структура сплава Ti–6Al–4V ELI бимодальная, состоящая из ориентированных вдоль направления прокатки зерен размером 10 мкм и более первичной α-фазы, и β-превращенной структуры из пакетов α‑пластин разной ориентации с β-прослойками (рис. 1б). Сплав Ti–15Mo имеет частично рекристаллизованную структуру, состоящую из равноосных β-зерен размером менее 2 мкм, и относительно крупных полигонизованных β-зерен, вытянутых вдоль направления прокатки.

Рис. 1.

Микроструктура горячедеформированных сплавов TZNA (а), Ti–6–4 ELI (б), Ti–15Mo (в), TNTZS (г).

Первичная α-фаза в сплаве Ti–15Mo располагается, главным образом, по границам β-зерна, в теле которых фиксируются дисперсные выделения вторичных α-частиц (рис. 1в). Деформированный в β-области сплав TNZTS имеет полностью рекристаллизованную структуру из крупных полиэдрических β-зерен размером 200–300 мкм (рис. 1г). В целом, проведенный анализ показал, что зеренная структура сплавов определяется тем, в какой области проводили окончательную деформацию. Деформированные в двухфазной (α + β)-области сплавы TZNA, Ti–6Al–4V ELI, Ti–15Mo частично сохраняют направленность зеренной структуры, связанную с направлением течения металла при деформации, а деформированный в однофазной β-области сплав TNZTS за счет протекания рекристаллизации имеет равноосную полиэдрическую β-зеренную структуру.

Результаты РСФА исследуемых сплавов приведены на рис. 2 и в табл. 1. Для сплавов TZNA; Ti–6Al–4V ELI; Ti–15Mo характерно наличие на дифрактограммах линий от α- и β-фаз, а для сплава TZNTS только линий β-фазы (рис. 2). Относительная интенсивность линий β-фазы по сравнению с линиями α-фазы и, соответственно, объемная доля β-фазы в структуре (табл. 1) увеличивается в последовательности TZNA–Ti–6Аl–4V–ELI–T–15Mo–TNTZS, коррелирующей с увеличением содержания β-стабилизаторов от сплава к сплаву (см. их состав в методике). Сравнительный анализ полученных параметров решеток фаз в исследованных сплавах показал, что увеличение для α-фазы параметра “с/а” наблюдается от сплава Ti-15Mo к TZNA и затем к Ti–6Al–4V ELI. Это закономерно, так как в этой последовательности у сплавов возрастает содержание алюминия, который больше всех из легирующих элементов повышает параметр “с/а” [17]. Период решетки β-фазы растет в последовательности Ti–6Al–4V ELI – Ti–15Mo – TZNA – TNTZS, что мы связываем с различным содержанием в сплавах, в первую очередь, β-стабилизаторов и нейтральных упрочнителей, хорошо растворимых в β-фазе. Легирующие элементы в сплавах имеют различный, уменьшающийся в следующей последовательности атомный радиус (указан в пикометрах) Sn(162)–Zr(160)–Al, Nb, Ta(143)–Mo(136)–V(132)–Fe(124) [18].

Рис. 2.

Дифрактограммы сплавов TZNA (1), Ti–6–4 ELI (2), Ti–15Mo (3), TNTZS (4).

Таблица 1.  

Параметры решеток, объемная доля фаз исследуемых сплавов

  α-фаза β-фаза Vα, % Vβ, %
Сплав a, нм c, нм с/а a, нм
TZNA 0.2955 0.4703 1.591 0.3257 94 6
Ti–6–4 ELI 0.2926 0.4671 1.596 0.3217 84 16
Ti–15Mo 0.2940 0.4673 1.589 0.3251 5 95
TNTZS – – – 0.3296 0 100

Минимальный период решетки зафиксирован в сплаве Ti–6Al–4V ELI, содержащем ванадий и железо - элементы с наименьшим атомным радиусом, а максимальный период решетки у сплава TNZTS, легированного наибольшим количеством элементов с большим атомным радиусом (Zr, Sn, Ta, Nb).

Сплавы Ti–15Mo и TZNA имеют промежуточные значения периода решетки β-фазы, но у сплава TNZA период несколько больше вследствие легирования элементами Zr, Nb, Al с большим атомным радиусом, чем у Mo.

Данные дюрометрических и механических испытаний сплавов представлены в табл. 2. Наиболее высокие значения микротвердости, пределов текучести и временного сопротивления разрушению характерны для сплава TZNA. Это связано с сохранением в структуре наибольшего количества среди исследованных сплавов деформированных зерен, что обеспечивает сохранение высокого уровня деформационного наклепа, а также с наиболее значительным твердорастворным упрочнением α-фазы. Величину последнего можно оценить по прочностному алюминиевому эквиваленту, рассчитываемому по формуле [19]:

(1)
${\text{A}}{{{\text{l}}}_{{{\text{экв проч}}}}}\,{\text{ = \% Al}}\,{\text{ + \% Si/3 + \% Zr/6 + }}\,\,{\text{10\% O}}$
и имеющему максимальные значения для сплава TZNA (табл. 2). Достаточно высокий уровень относительного удлинения в сплаве TZNA, вероятно, связан со своеобразной дуплексной структурой из деформированных и рекристаллизованных зерен (рис. 1а).

Таблица 2.  

Механические свойства, прочностной алюминиевый эквивалент и упругие характеристики сплавов, полученные разными методиками

Сплав σ0.2, МПа σв, МПа δ, % HVμ Е, ГПа E ', ГПа Er, ГПа Alэкв прочн(1)
TZNA 913 951 14 424 ± 8 109 114 111 ± 1 11.8
Ti–6–4 ELI 880 915 11 382 ± 5 116 114 111 ± 4 8
Ti–15Mo 896 961 4 379 ± 7 87 81 81 ± 2 3.38
TNTZS 520 543 14 217 ± 4 63 63.4 62 ± 3 3.22

Для сплава Ti–6Al–4V ELI характерны более низкие, по сравнению со сплавом TZNA, но достаточно высокие значения микротвердости, предела текучести, временного сопротивления разрыву при сопоставимой пластичности. Это можно связать с достаточно высоким, но меньшим прочностным алюминиевым эквивалентом (табл. 2), обеспечивающим хорошее упрочнение преобладающей в структуре α-фазы, и со значительной гетерогенизацией структуры за счет максимальной среди всех сплавов объемной доли второй фазы в структуре (табл. 1). Сплав Ti–15Mo имеет достаточно высокие микротвердость и предел текучести, сопоставимые со значениями, характерными для сплава Ti–6Al–4V ELI, а также максимальное значение временного сопротивления разрушению и минимальное относительное удлинение среди исследованных сплавов. Такое сочетание свойств связано с дисперсионным упрочнением сплава Ti-15Mo за счет присутствия в β-матрице дисперсных выделений вторичной α-фазы (рис. 1в). Это, с одной стороны, дает высокий предел текучести, с другой стороны, значительное деформационное упрочнение при растяжении и относительно малое удлинение, что фиксировали и на других сплавах на основе β-фазы [20]. Минимальные микротвердость и прочностные характеристики сплава TNZTS объясняются практическим отсутствием деформационного, дисперсионного и зернограничного упрочнений сплава из-за достаточно полного протекания рекристаллизации при горячей деформации в β-области, отсутствия вторичных выделений и наличия крупного β-зерна, соответственно (рис. 1г). Наиболее высокие пластические свойства сплава TNZTS связаны с наличием в структуре только метастабильной β-фазы с ОЦК-решеткой, имеющей большое количество систем скольжения.

Данные по значениям модуля упругости, измеренного различными методами – в ходе испытаний на растяжение (E), при микроиндентировании (Er) и ДМА (E'), представлены в табл. 2. Наиболее высокие значения модуля упругости на уровне 113 ГПа характерны для сплавов Ti–6Al–4V ELI и TZNA.

В этих сплавах в структуре преобладает высокомодульная α-фаза, и они имеют наиболее высокий прочностной алюминиевый эквивалент (табл. 1, 2).

Модуль упругости в пределах 84 ± 3 ГПа имеет сплав Ti–15Mo c преобладанием в структуре низкомодульной β-фазы, и такой уровень модуля упругости для данного сплава уже фиксировали [9]. Минимальный среди сплавов модуль упругости 63 ГПа получен в опытном сплаве TNZTS, полностью состоявшем из метастабильного β‑твердого раствора. Аналогичное значение модуля упругости зафиксировано в сплаве близкого состава Ti–23Nb–0.7Ta–2Zr–1.2O (ат. %) в работе [21]. Сравнение между собой полученных разными методами значений модуля упругости (E, E ', Er) показало, что они сопоставимы – разница для одного и того же сплава не превышает 2–6 ГПа и находится в пределах погрешности измерений 3–7%. Исходя из этого следует, что можно проводить сравнение между собой величин модуля упругости, измеренных как с использованием диаграмм растяжения, так и методами динамического механического анализа и микроиндентирования.

Измеренное методом ДМА изменение модуля упругости при нагреве исследуемых сплавов, представлено на рис. 3. Анализ полученных зависимостей показал, что с повышением температуры нагрева сплавов наблюдается преимущественное снижение величины модуля упругости вплоть до максимальной температуры нагрева 550°С (сплавы TZNA, Ti–6Al–4V ELI) и до 280°С (сплав Ti–15Mo). Исключение составляет сплав TNTZS у которого модуль упругости относительно мало, но немонотонно меняется с температурой нагрева. На кривых изменения модуля упругости исследованных сплавов можно выделить ряд температурных интервалов с нелинейным изменением модуля упругости:

Рис. 3.

Кривые ДМА сплавов TZNA (1), Ti–6–4 ELI (2), Ti–15Mo (3), TNTZS (4).

– для сплавов TZNA и Ti–6Al–4V ELI фиксируются по два минимума на кривых ДМА в диапазоне температур 80–235°С, 235–335°С (сплав TZNA) и 120–200°С, 265–335°С (сплав Ti–6Al–4V ELI);

– для сплава Ti–15Mo – протяженный максимум в интервале температур 280–540°С.

Наличие двух минимумов на кривых изменения модуля упругости сплавов TZNA, Ti–6Al–4V ELI, мы связываем с протеканием в исходно деформированных сплавах релаксационных процессов, вызванных снятием остаточных деформационных напряжений, а также процессов возврата в α-зернах с разной степенью наклепа (деформированных и первично рекристаллизованных) в сплаве TZNA и в разных структурных составляющих – первичной α-фазе и β-превращенной матрице, в сплаве Ti–6Al–4V ELI. При этом в сплаве TZNA в деформированных α-зернах процесс начинается раньше и ему соответствует низкотемпературный минимум в диапазоне 80–235°С, а в первично рекристаллизованных α-зернах процесс идет при более высоких температурах в области второго минимума при 235–335°С. В сплаве Ti–6Al–4V ELI низкотемпературный минимум при 120–200°С вызван протеканием релаксационных процессов в β-превращенной структуре, а высоко-температурный минимум в диапазоне 265–335°С – релаксационными процессами в первичной α-фазе, так как ее формирование идет при более высокой температуре, чем β-превращенной структуры. Подобный характер изменения модуля упругости на кривой ДМА при нагреве за счет снятия напряжений наблюдали ранее в деформированной латуни [22]. О протекании процессов возврата в деформированных сплавах титана при температуре нагрева около 300°С сообщалось в работе [23]. Природа максимума модуля упругости в диапазоне 280–540°С в сплаве Ti–15Mo, согласно данным [24], связана с протеканием при нагреве в этом диапазоне β → ω-превращения, обусловливающего повышение модуля упругости сплава (восходящая ветвь) вследствие того, что ω-фаза имеет наиболее высокий модуль упругости среди фаз титана на основе твердых растворов [11]. Последующее за максимумом снижение модуля упругости вызвано растворением частиц ω-фазы из-за ее нестабильности в системе Ti–Mo при температурах нагрева выше 440°С в сплаве данного состава [25].

Незначительное изменение модуля упругости (в пределах 5 ГПа) в сплаве TNZTS практически без снижения с повышением температуры вплоть до 550°С представляет своеобразный “элинварный” эффект. Ранее такого рода эффект в сочетании с инвар-эффектом был зафиксирован в сплавах титана близкой системой легирования в [26]. Авторы объясняли его образованием нанодоменной структуры, что приводит к анизотропии термического расширения кристаллической решетки мартенсита [27], способствуя появлению инварного и элинварного эффекта.

При анализе кривых ДМА отмечено, что начальный наклон кривых зависимости модуля упругости от температуры нагрева изменяется от сплава к сплаву (рис. 3). Для количественной оценки этого параметра были рассчитаны относительные изменения модуля упругости с температурой (∆E/∆T) на участке, близком к линейному, расположенному вблизи начала координат, и получены следующие значения “–66,7 МПа/°С” (сплав TZNA), “–47.6 МПа/°С” (сплав Ti–6Al–4V ELI), “–26.9 МПа/°С” (сплав Ti–15Mo), “–7.7 МПа/°С” (сплав TZNTS – в диапазоне 175–300°С). Для исследованных сплавов отмечена следующая корреляция между полученными значениями ∆E/∆T и фазовым состоянием сплава (табл. 1): чем выше содержание β-фазы в структуре, тем ниже абсолютная величина ∆E/∆T. Анализ имеющихся литературных данных по изменению модуля упругости в титановых сплавах с температурой нагрева [28] показал, что в интервале температур от комнатной до 250–350°С наиболее высокий коэффициент ∆E/∆T имеют α-сплавы (ВТ1-0, ВТ1-00, ВТ5-1), затем идут псевдо- α-сплавы титана (ОТ4-0, ОТ4, ОТ4-1), (α + β)-сплавы мартенситного и переходного класса (ВТ6, ВТ14, ВТ23, ВТ22), а минимальный коэффициент ∆E/∆T имеет β-сплав 4201 (Ti–33Mo). Т.е. с повышением содержания β- стабилизаторов в сплаве и, соответственно, β-фазы в структуре параметр ∆E/∆T уменьшается. Объяснить фиксируемую в нашем случае и в [28] закономерность можно тем, что основные легирующие элементы β-стабилизаторы в исследуемых биосовместимых титановых сплавах (Mo, Nb, Ta, V) имеют температуру плавления выше и коэффициент линейного термического расширения ниже, чем у титана. Это обеспечивает меньшее ослабление сил связи с повышением температуры в β-твердом растворе, обогащенном ими, по сравнению с α-фазой, в которой содержание этих β-стабилизаторов ограничено.

ВЫВОДЫ

Показано, что наблюдаемая структура в исследуемых сплавах определяется степенью легирования сплавов β-стабилизаторами и условиями окончательной деформации в (α + β)- или β-области, представляя собой частично рекристаллизованную структуру α-фазы в псевдо α-сплаве TZNA и β-фазы с продуктами распада в (α + β)-сплаве переходного класса Ti–15Mo, рекристаллизованную β-структуру в сплаве TNZTS и бимодальную структуру из первичной α-фазы и β-превращенной матрицы в (α + β)-сплаве мартенситного класса Ti–6Al–4V ELI. Сформированная структура и уровень упрочнения сплава, связанный с алюминиевым прочностным эквивалентом, определяют соотношение прочностных и пластических характеристик в исследованных сплавах.

Установлено, что полученные значения модуля упругости исследуемых сплавов, измеренные с использованием диаграмм растяжения, методами динамического механического анализа и микроиндентирования, укладываются в пределы погрешности измерений 3–7%, и можно сравнивать между собой величины модуля упругости, полученные этими методами.

Определено изменение модуля упругости сплавов при нагреве до 550°С и предложено объяснение немонотонного характера изменения модуля упругости в различных температурных интервалах за счет релаксации напряжений и протекания возврата в деформированных сплавах TZNA, Ti–6Al–4V ELI, выделения высокомодульной ω-фазы в сплаве Ti–15Mo и проявления “элинварного” эффекта в сплаве TZNTS. Установлена корреляция между величиной параметра ∆E/∆T и содержанием β-фазы в структуре сплавов.

Исследование профинансировано грантом Российского научного фонда (проект № 18-13-00220).

Список литературы

  1. Niinomi M. Mechanical properties of biomedical titanium alloys // Mater. Sci. Eng. A. 1998. V. 243. № 1–2. P. 231–236.

  2. Коллеров М.Ю., Спектор В.С., Скворцова С.В., Мамонов А.М., Гусев Д.Е., Гуртовая Г.В. Проблемы и перспективы применения титановых сплавов в медицине // Титан. 2015. № 2(48). С. 42–53.

  3. Banerjee D., Williams J.C. Perspectives on Titanium Science and Technology // Acta Mater. 2013. V. 61. № 3. P. 844–879.

  4. Wang K. The use of titanium for medical applications in the USA // Mater. Sci. Eng. A. 1996. V. 213. № 1–2. P. 134–137.

  5. Илларионов А.Г., Щетников Н.В., Илларионова С.М., Попов А.А. Влияние температуры нагрева на формирование структуры и фазового состава в биосовместимом сплаве Ti–6Al–4V–Eli, подвергнутом равноканальному угловому прессованию // ФММ. 2017. Т. 118. № 3. С. 286–292.

  6. Biesiekierski A., Wang J., Mohamed Abdel-Hady Gepreel, Wena C. A new look at biomedical Ti-based shape memory alloys // Acta Biomaterialia. 2012. V. 8. № 5. P. 1661–1669.

  7. Тетюхин В.В., Таренкова Н.Ю., Пузаков И.Ю., Корнилова М.А. Сплав на основе титана. Патент RU 2 479 657 С1. 2013.

  8. Niinomi M. Mechanical biocompatibilities of titanium alloys for biomedical applications // Journal of the mechanical behavior of biomedical materials. 2008. V. 1. P. 30–42.

  9. Ho W.F. A comparison of tensile properties and corrosion behavior of cast Ti–7.5Mo with c.p. Ti, Ti–15Mo and Ti–6Al–4V alloys // J. Alloys and Compounds. 2008. V. 464. P. 580-583.

  10. Geeta M., Singh A.K., Asokamani R., Gogia A.K. Ti based biomaterials, the ultimate choice for orthopedic implants – A review // Progress in Mater. Sci. 2009. V. 54. P. 397–425.

  11. Илларионов А.Г., Гриб С.В., Илларионова С.М., Попов А.А. Связь структуры, фазового состава, физико-механических свойств в закаленных сплавах системы Ti–Nb // ФММ. 2019. Т. 120. № 2. С. 161–168.

  12. Yuhua Li, Chao Yang, Haidong Zhao, Shengguan Qu, Xiaoqiang Li, Yuanyan Li. New developments of Ti-Based alloys for Biomedical Applications // Materials. 2014. V. 7. № 3. P. 1709–1800.

  13. Shun Guo, Qingkun Meng, Xinging Zhao, Qiuming Wet, Huibin Xu Design and fabrication of metastable β-type titanium alloy with ultralow elastic modulus and high strength // Scientific reports. 2015. V. 5. P. 14688.

  14. Шереметьев В.А., Прокошкин С.Д., Браиловский В., Дубинский С.М., Коротицкий А.В., Филонов М.Р., Петржик М.И. Исследование стабильности структуры и сверхупругого поведения термомеханически обработанных сплавов с памятью формы Ti–Nb–Zr и Ti–Nb–Ta // ФММ. 2015. № 4. С. 437–448.

  15. Wouters K., Gijsenbergh P., Puers R. Comparison of methods for the mechanical characterization of polymers for MEMS applications // J. Micromechanics and Microengineering. 2011. V. 21. P. 115027(11pp).

  16. Sheth N.C., Rathod Y.V., Shenoi P.R., Shori D.D., Khode R.T., Khadse A.P. Evaluation of new technique of sterilization using biological indicator // J. Conserv. Dent. 2017. V. 20. № 5. P. 346–350.

  17. Цвиккер У. Титан и его сплавы. М.:Мир, 1979. 512 с.

  18. Miracle D.B., Senkov O.N. A critical review of high entropy alloys and related concepts // Acta Materialia. 2017. V. 122. P. 448–511.

  19. Ильин А.А., Колачев Б.А., Полькин И.С. Титановые сплавы. Состав, структура, свойства. Справочник. М.: ВИЛС-МАТИ, 2009. 520 с.

  20. Шаболдо О.П., Виторский Я.М., Сагарадзе В.В., Печеркина Н.Л., Скотникова М.А. Формирование структуры и свойств β-титанового сплава при термомеханической обработке // ФММ 2017. Т. 118. № 1. С. 79–84.

  21. Saito T., Furuta T., Hwang J.-H., Kuramoto S., Nishino K., Suzuki N., Chen R., Yamada A., Ito K., Seno Y., Noraka T., Ikehata H., Nagasako N., Iwamoto C., Ikuhara Y., Sakuma T. Multifunctional alloys obtained via a dislocation-free plastic deformation mechanism // Science. 2003. V. 18. P. 464–467.

  22. Илларионов А.Г., Логинов Ю.Н., Степанов С.И., Илларионова С.М., Радаев П.С. Изменение структурно-фазового состояния, физических и механических свойств холоднодеформированной свинцовой латуни при нагреве // МИТОМ. 2019. № 4(766). С. 39–45.

  23. Obinata I., Nishimura K. On the recrystallization of cold-rolled commercially pure Ti. // J. Inst. Metals. 1955/56. V. 84. P. 97–101.

  24. Zháňal P., Harcuba P., Hájek M., Smola B., Stráský J., Šmilauerová J., Veselý J., Janeček M. Evolution of ω phase during heating of metastable β titanium alloy Ti–15Mo // J. Mater. Sci. 2018. V. 53. № 1. P. 837–845.

  25. Moffat D.L., Kattner U.R. The stable and metastable Ti-Nb phase diagrams // Met. Trans. 1988. V. 19 A. № 10. P. 2389–2397.

  26. Wang Y., Gao J., Wu H., Yang S., Ding X., Wang D., Gao J. Strain glass transition in a multifunctional β-type Ti alloy // Scientific Reports. 2014. V. 4. P. 1–5.

  27. Демаков С.Л., Степанов С.И., Илларионов А.Г., Рыжков М.А. Aнизотропия термического расширения орторомбического мартенсита в двухфазном титановом сплаве // ФММ. 2017. Т. 118. № 3. С. 278–285.

  28. Глазунов С.Г., Моисеев В.Н. Конструкционные титановые сплавы. М.: Металлургия, 1974. 368 с.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Физика металлов и металловедение

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал