RU2831627C1 - Method of producing nanostructured superelastic titanium-nickel alloy - Google Patents
Method of producing nanostructured superelastic titanium-nickel alloy Download PDFInfo
- Publication number
- RU2831627C1 RU2831627C1 RU2024105960A RU2024105960A RU2831627C1 RU 2831627 C1 RU2831627 C1 RU 2831627C1 RU 2024105960 A RU2024105960 A RU 2024105960A RU 2024105960 A RU2024105960 A RU 2024105960A RU 2831627 C1 RU2831627 C1 RU 2831627C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- deformation
- alloys
- temperature
- semi
- alloy
- Prior art date
Links
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 38
- HZEWFHLRYVTOIW-UHFFFAOYSA-N [Ti].[Ni] Chemical compound [Ti].[Ni] HZEWFHLRYVTOIW-UHFFFAOYSA-N 0.000 title abstract description 12
- 229910000990 Ni alloy Inorganic materials 0.000 title description 10
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 38
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims abstract description 38
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 25
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 23
- 239000011265 semifinished product Substances 0.000 claims abstract description 8
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims abstract description 5
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 14
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 12
- 230000003446 memory effect Effects 0.000 abstract description 9
- 238000001816 cooling Methods 0.000 abstract description 3
- 239000003814 drug Substances 0.000 abstract description 3
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract description 2
- 230000008569 process Effects 0.000 abstract description 2
- 238000007493 shaping process Methods 0.000 abstract description 2
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract 1
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 15
- 230000006399 behavior Effects 0.000 description 11
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 8
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 8
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 8
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 6
- 230000002441 reversible effect Effects 0.000 description 6
- 229910000979 O alloy Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 5
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 4
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 4
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 4
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 3
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 3
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 3
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 3
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000009471 action Effects 0.000 description 2
- 230000008859 change Effects 0.000 description 2
- 230000001276 controlling effect Effects 0.000 description 2
- 239000007943 implant Substances 0.000 description 2
- 239000002086 nanomaterial Substances 0.000 description 2
- 238000013001 point bending Methods 0.000 description 2
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 2
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 2
- 229910010380 TiNi Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000033228 biological regulation Effects 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 description 1
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 1
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 238000011089 mechanical engineering Methods 0.000 description 1
- 239000012567 medical material Substances 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 238000002324 minimally invasive surgery Methods 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000000399 orthopedic effect Effects 0.000 description 1
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 1
- 238000003672 processing method Methods 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 102220253765 rs141230910 Human genes 0.000 description 1
- 229910001285 shape-memory alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000007858 starting material Substances 0.000 description 1
- 230000001629 suppression Effects 0.000 description 1
- 238000000844 transformation Methods 0.000 description 1
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 1
Images
Abstract
Description
Изобретение относится к электропластической формообразующей обработке титан-никелевых сплавов с целью значительного повышения их деформационной способности, механических свойств, свойств памяти формы, создания в сплавах сверхупругого состояния и регламентированной нанокристаллической структуры и может быть использовано в металлургии, машиностроении и медицине. Особенно привлекательно его использование в получении длинномерных полуфабрикатов тонкого сечения методами обработки металлов давлением в медицине при изготовлении хирургических устройств в травматологии, ортопедии, стоматологии, минимально-инвазивной хирургии, а также в других хирургических устройствах в виде имплантатов и инструментов.The invention relates to electroplastic shaping processing of titanium-nickel alloys with the aim of significantly increasing their deformation capacity, mechanical properties, shape memory properties, creating a superelastic state and a regulated nanocrystalline structure in alloys and can be used in metallurgy, mechanical engineering and medicine. Its use is especially attractive in obtaining long semi-finished products of thin cross-section by metal pressure processing methods in medicine in the manufacture of surgical devices in traumatology, orthopedics, dentistry, minimally invasive surgery, as well as in other surgical devices in the form of implants and instruments.
Известны способы термомеханической обработки сплавов титан-никель для улучшения их механических и функциональных свойств. Например, способ выявления эффектов запоминания формы в сплавах на основе титана мартенситного и переходного классов (патент РФ 2115760, МПК C22F 1/18, 20.07.1998 г.) включает закалку, деформацию и последующий нагрев. Недостатком известных способов в сплавах титан-никель с эффектом памяти формы (ЭПФ) является низкие степени деформации, что является ограничением для формирования нанокристаллической структуры и соответственно возможности одновременного улучшения их механических (прочностных и пластических) характеристик, а также комплекса служебных и специальных свойств, таких как обратимая деформация, реактивное напряжение, сверхупругость.Methods of thermomechanical treatment of titanium-nickel alloys for improving their mechanical and functional properties are known. For example, a method for identifying shape memory effects in titanium-based alloys of martensitic and transition classes (RU patent 2115760, IPC
Известен способ получения ультрамелкозернистых сплавов титан-никель с ЭПФ (Патент РФ 2266973, опубл. 27.12.2005 г.), включающий на первом этапе - интенсивную пластическую деформацию с накопленной истинной степенью деформации е=4 в интервале температур 300-550°С, а на втором этапе проводят деформацию прокаткой или экструзией, или волочением со степенью не менее 20 % в температурном интервале 20-500°С. Способ обеспечивает получение однородной ультрамелкозернистой структуры с размером зерен <0,5 мкм в заготовках из сплавов с ЭПФ за счет высокой накопленной истинной степени деформации. Основным недостатком способа является ограничение по минимальному размеру зерен (составляет 230 нм и более).A method for producing ultrafine-grained titanium-nickel alloys with a shape memory effect is known (RU Patent 2266973, published on 27.12.2005), which includes, at the first stage, intense plastic deformation with an accumulated true degree of deformation of e = 4 in the temperature range of 300-550 °C, and at the second stage, deformation is carried out by rolling or extrusion, or drawing with a degree of at least 20% in the temperature range of 20-500 °C. The method ensures the production of a homogeneous ultrafine-grained structure with a grain size of <0.5 μm in blanks made of alloys with a shape memory effect due to the high accumulated true degree of deformation. The main disadvantage of the method is the limitation on the minimum grain size (230 nm or more).
Известен также способ получения заготовки из наноструктурного сплава Ti49,3Ni50,7 с эффектом памяти формы (RU 2641207 С1, опубл. 16.01.2018), включающий равноканальное угловое прессование с накопленной степенью деформации более 4 в интервале температур 300-550°С, пластическую деформацию в стальной оболочке и отжиг. Реализация способа приводит к наноструктурному состоянию и одновременному повышению прочности и реактивного напряжения. Недостатком указанного способа является ограничение в составе сплава на основе титан-никель, отсутствие сведений о применимости данного способа к сплавам с исходной мартенситной структурой.A method for producing a blank from a nanostructured Ti 49.3 Ni 50.7 alloy with a shape memory effect is also known (RU 2641207 C1, published 16.01.2018), including equal-channel angular pressing with an accumulated degree of deformation of more than 4 in the temperature range of 300-550 ° C, plastic deformation in a steel shell and annealing. The implementation of the method leads to a nanostructured state and a simultaneous increase in strength and reactive stress. The disadvantage of this method is the limitation in the composition of the titanium-nickel-based alloy, the lack of information on the applicability of this method to alloys with an initial martensitic structure.
Известен также способ получения длинномерных прутков ультрамелкозернистых сплавов титан-никель с эффектом памяти формы (RU 2685622, опубл. 22.04.2019), включающий термомеханическую обработку прутков сплавов титан-никель, сочетающую интенсивную пластическую деформацию методом РКУП до истинной деформации е>6, пластическую деформацию прокаткой при температурах 500-600°С и отжиг. Способ позволяет сформировать УМЗ структуру и повысить механические и функциональные свойства. Недостатком указанного способа является использование достаточно высоких температур в процессе деформирования (500-600°С) и как следствие ограничение в минимальных размерах зерен (100-200 нм), не позволяющих добиться высоких функциональных характеристик.A method for producing long rods of ultrafine-grained titanium-nickel alloys with shape memory effect is also known (RU 2685622, published 22.04.2019), including thermomechanical treatment of titanium-nickel alloy rods, combining intense plastic deformation by the ECAP method to a true strain of ε> 6, plastic deformation by rolling at temperatures of 500-600 ° C and annealing. The method allows to form a UFG structure and improve mechanical and functional properties. The disadvantage of this method is the use of sufficiently high temperatures in the deformation process (500-600 ° C) and, as a consequence, a limitation in the minimum grain sizes (100-200 nm), which does not allow achieving high functional characteristics.
Известно, что технологическая пластичность при обработке металлов давлением может быть значительно улучшена при использовании электропластического эффекта - введении в зону деформации электрического тока. Например, в монокристаллах чистых металлов (Zn, Ni, Ti) и крупнозернистых сплавах конструкционного назначения (сталь, сплавы на основе W) пластическая деформация в сочетании с током позволяет повысить технологическую пластичность на 50-100 % (Троицкий О.А., Баранов Ю.В., Авраамов Ю.С., Шляпин А.Д., Физические основы и технологии обработки современных материалов, в 2-х томах, т. 1. - М. Ижевск: Институт компьютерных исследований, 2004). Известен способ получения сплавов TiNi (Патент РФ№2367713, опубл. 20.09.2009), включающий термическую обработку закалкой и пластическую деформацию, которую осуществляют при температуре ниже температуры мартенситного превращения и совмещают с воздействием импульсного электрического тока плотностью 10-1000 А/мм2, частотой 100-10000 Гц, длительностью импульса 10-1000 мкс, при этом обеспечивают суммарную истинную деформацию е≥1, а на последнем проходе разовую 5 % деформацию, которую сопровождают импульсным нагревом. Недостатком способа можно считать нагрев на последнем этапе деформирования, который может привести к снижению прочностных свойств и свойств памяти формы.It is known that technological plasticity in metal forming can be significantly improved by using the electroplastic effect - introducing electric current into the deformation zone. For example, in single crystals of pure metals (Zn, Ni, Ti) and coarse-grained alloys for structural purposes (steel, W-based alloys), plastic deformation in combination with current allows increasing technological plasticity by 50-100% (Troitsky O.A., Baranov Yu.V., Avraamov Yu.S., Shlyapin A.D., Physical foundations and technologies for processing modern materials, in 2 volumes, v. 1. - M. Izhevsk: Institute of Computer Research, 2004). A method for producing TiNi alloys is known (Patent of the Russian Federation No. 2367713, published on September 20, 2009), including heat treatment by quenching and plastic deformation, which is carried out at a temperature below the martensitic transformation temperature and combined with the action of a pulsed electric current with a density of 10-1000 A/mm 2 , a frequency of 100-10000 Hz, a pulse duration of 10-1000 μs, while providing a total true deformation of e≥1, and a one-time 5% deformation in the last pass, which is accompanied by pulsed heating. A disadvantage of the method can be considered heating at the last stage of deformation, which can lead to a decrease in strength properties and shape memory properties.
В качестве прототипа выбран способ деформационной обработки длинномерных полуфабрикатов тонкого сечения из сплавов с эффектом памяти формы, включающий многопроходную прокатку с одновременным воздействием импульсным током плотностью 5-1000 А/мм2 до истинных степеней более 0,3 (RU 2678855 С, опубл. 04.02.2019). Способ позволяет повысить деформационную способность и получить однородную УМЗ структуру в сплавах системы титан-никель. Недостатком способа является существенный нагрев заготовки при использовании плотностей тока выше 300 А/мм2, ограничивающий уровень получаемых механических и функциональных свойств готового изделия. Кроме того, за счет относительно низких деформаций (е>0,3) в прототипе не обнаруживается эффект сверхупругого поведения сплавов системы титан-никель с исходной мартенситной структурой (Ti50-xNi50+x при х=0-0,3).The method for deformation treatment of long, thin-section semi-finished products made of shape memory alloys was selected as a prototype. It includes multi-pass rolling with simultaneous exposure to pulsed current with a density of 5-1000 A/mm 2 to true powers of more than 0.3 (RU 2678855 C, published on 04.02.2019). The method makes it possible to increase the deformation capacity and obtain a homogeneous UFG structure in titanium-nickel alloys. The disadvantage of the method is significant heating of the workpiece when using current densities above 300 A/mm 2 , which limits the level of obtained mechanical and functional properties of the finished product. In addition, due to relatively low deformations (e> 0.3), the prototype does not exhibit the effect of superelastic behavior of titanium-nickel alloys with the initial martensitic structure (Ti 50-x Ni 50+x at x = 0-0.3).
Задача данного изобретения - за счет повышения деформационной способности сформировать однородную нанокристаллическую структуру с повышенным комплексом механических и функциональных свойств, включая проявление в сплаве с исходной мартенситной структурой эффекта сверхупругости. Сверхэластичное поведение характерно для сплавов на основе никелида титана с высоким пределом прочности и низким напряжением мартенситного сдвига. Поскольку необходимым условием существования эффекта сверхупругости является условие превышения предела текучести σт. над напряжениями мартенситного сдвига σф («фазовый предел текучести»), в сплавах, являющихся мартенситными при комнатной температуре (Ti50-xNi50+x при х=0-0,3) этого явления не наблюдается (Никелид титана: медицинский материал нового поколения / [В. Э. Гюнтер, В.Н. Ходоренко, Ю.Ф. Ясенчук и др.]; НИИ мед. материалов и имплантатов с памятью формы Сиб. физ.-техн. ин-та при Томском гос. ун-те. - Томск: [Изд-во МИЦ], 2006. URL: http://vital.lib.tsu.ru/vital/access/manager/Repository/vtls:000467436). Одной из причин подавления сверхэластичных свойств в этих сплавах является пластическая деформация (низкий предел текучести) и низкий уровень упругих свойств. Однако, предложенный способ за счет интенсивного повышения деформационной способности приводит, очевидно, к изменению этого соотношения, к повышению предела дислокационного течения и выполнению условия σф<σт.The objective of this invention is to form a homogeneous nanocrystalline structure with an increased set of mechanical and functional properties, including the manifestation of the superelasticity effect in an alloy with an initial martensitic structure, by increasing the deformation capacity. Superelastic behavior is typical for titanium nickelide-based alloys with a high tensile strength and low martensitic shear stress. Since a necessary condition for the existence of the superelasticity effect is the condition of exceeding the yield strength σ t . over martensitic shear stresses σ f ("phase yield strength"), in alloys that are martensitic at room temperature (Ti 50-x Ni 50+x at x = 0-0.3) this phenomenon is not observed (Titanium nickelide: a new generation medical material / [V. E. Gunter, V. N. Khodorenko, Yu. F. Yasenchuk et al.]; Research Institute of Medical Materials and Shape Memory Implants, Siberian Phys. and Engineering Institute at Tomsk State University. - Tomsk: [Publishing House of MITs], 2006. URL: http://vital.lib.tsu.ru/vital/access/manager/Repository/vtls:000467436). One of the reasons for the suppression of superelastic properties in these alloys is plastic deformation (low yield strength) and a low level of elastic properties. However, the proposed method, due to the intensive increase in the deformation capacity, obviously leads to a change in this ratio, to an increase in the limit of dislocation flow and the fulfillment of the condition σ f <σ t .
Поставленная задача достигается тем, что в известном способе обработки длинномерных полуфабрикатов тонкого сечения из сплавов Ti50-xNi50+x с эффектом памяти формы, включающем многопроходную прокатку с одновременным воздействием импульсным электрическим током, прокатку выполняют при температуре деформации Тд<Мн для сплавов Ti50-xNi50+x в мартенситном состоянии при х=0-0,3 и до достижения суммарной истинной степени деформации е>3, где Тд - температура деформации; Мн - температура начала прямого мартенситного превращения. При этом используют следующие параметры импульсного электрического тока: плотность тока 30-200 А/мм2, частота подачи импульсов 100-1000 Гц и длительностью 10-500 мкс.The set task is achieved by the fact that in the known method of processing long semi-finished products of thin cross-section made of Ti 50-x Ni 50+x alloys with shape memory effect, including multi-pass rolling with simultaneous action of pulsed electric current, rolling is performed at a deformation temperature Td < Mn for Ti 50-x Ni 50+x alloys in the martensitic state at x = 0-0.3 and until reaching the total true degree of deformation ε> 3, where Td is the deformation temperature; Mn is the temperature of the onset of direct martensitic transformation. The following parameters of pulsed electric current are used: current density of 30-200 A/mm 2 , pulse frequency of 100-1000 Hz and duration of 10-500 μs.
Предложенный способ обеспечивает получение однородной наноструктуры с размером зерен <100 нм в сплавах титан-никель с ЭПФ за счет повышения деформационной способности и высокой накопленной истинной степени деформации. Способ позволяет получать регламентированные параметры наноструктуры, повышенный комплекс механических и функциональных свойств в широком диапазоне, включая формирование сверхупругого состояния в сплаве с исходной мартенситной структурой.The proposed method ensures obtaining a homogeneous nanostructure with a grain size of <100 nm in titanium-nickel alloys with SME due to an increase in the deformation capacity and a high accumulated true degree of deformation. The method allows obtaining regulated parameters of the nanostructure, an increased complex of mechanical and functional properties in a wide range, including the formation of a superelastic state in an alloy with an initial martensitic structure.
Способ осуществляют следующим образом.The method is carried out as follows.
Предварительно закаленный в воду с 750-800°С сплав подвергают холодной деформации путем многократной прокатки с обеспечением суммарной истинной степени деформации е>3 и отжигу при температуре 400-500°С. Прокатку осуществляют с приложением к зоне деформации импульсного тока, параметры которого варьируют в следующих интервалах: плотность тока 30-200 А/мм2, частота следования импульсов 100-1000 Гц и длительность импульсов 10-500 мкс. Каждое последующее единичное обжатие при многократной прокатке осуществляют со сменой направления. Скорость прокатки составляет 20-250 мм/с. Электропластический эффект импульсного тока снижается и может исчезать при температурах выше Мн, плотности тока ниже 10 А/мм2, длительности импульса менее 10 мкс и более 1000 мкс.The alloy is pre-quenched in water at 750-800°C and subjected to cold deformation by multiple rolling to ensure a total true deformation degree of ε>3 and annealing at 400-500°C. Rolling is performed by applying a pulsed current to the deformation zone, the parameters of which vary within the following ranges: current density of 30-200 A/ mm2 , pulse repetition frequency of 100-1000 Hz and pulse duration of 10-500 μs. Each subsequent single reduction during multiple rolling is performed with a change in direction. The rolling speed is 20-250 mm/s. The electroplastic effect of pulsed current is reduced and may disappear at temperatures above Mn, current density below 10 A/ mm2 , pulse duration less than 10 μs and more than 1000 μs.
Все состояния сплавов, полученные методом электропластической прокатки, характеризуются более высокими служебными свойствами по сравнению со свойствами прототипа.All states of alloys obtained by electroplastic rolling are characterized by higher service properties compared to the properties of the prototype.
Пример конкретного выполненияExample of specific implementation
Исходным материалом служил сплав Ti50,0Ni50,0, при комнатной температуре фазовый состав которого соответствует В19' - мартенситу. Образцы в виде прутка с размерами ∅ 6х110 мм были подвергнуты закалке с 800°С с охлаждением в воде для гомогенизации структуры и удаления термомеханической предыстории. Размер зерна после закалки составляет 60 мкм. После этого пруток был подвергнут прокатке с однополярным импульсным током до истинных деформаций е=3,6, где е=ln (S0/SK), a S0 и SK - площадь поперечного сечения прутка до и после прокатки. Прокатка велась при комнатной температуре на прокатном стане с калиброванными валками, оборудованном генератором импульсного тока. Использовался следующий режим импульсного тока: плотность тока 100 А/мм2, частота 1000 Гц, длительность импульса 120 мкс.The starting material was Ti 50.0 Ni 50.0 alloy, the phase composition of which at room temperature corresponds to B19' martensite. The samples in the form of a rod with dimensions of ∅ 6x110 mm were quenched from 800°C with cooling in water for homogenization of the structure and removal of thermomechanical history. The grain size after quenching is 60 μm. After that, the rod was rolled with a unipolar pulsed current to true strains е=3.6, where е=ln(S 0 /S K ), and S 0 and S K are the cross-sectional area of the rod before and after rolling. Rolling was carried out at room temperature on a rolling mill with calibrated rolls, equipped with a pulse current generator. The following pulse current mode was used: current density 100 A/mm 2 ,
Прокатка с током и последующий отжиг способствует сильному измельчению зерен по сравнению с исходной недеформированной структурой. Сплав характеризуется мелкозернистой структурой как после прокатки с током и отжига при 450°С (60 нм), так и после 500°С (120-150 нм). Указанные размеры зерен меньше, чем у прототипа (таблица 1).Rolling with current and subsequent annealing promotes strong grain refinement compared to the initial undeformed structure. The alloy is characterized by a fine-grained structure both after rolling with current and annealing at 450°C (60 nm) and after 500°C (120-150 nm). The specified grain sizes are smaller than those of the prototype (Table 1).
Для исследования величины сверхупругости образцы деформировали методом трехточечного изгиба при температурах выше Ак с разгрузками с шагом 500 Н. Сверхупругое поведение фиксировали в случае нелинейной разгрузки и отсутствия остаточного прогиба на полученной зависимости силы от прогиба. В образцах после прокатки с током и отжига величина εобр повышается в 2-2,5 раза по сравнению с закаленным состоянием.To study the value of superelasticity, the samples were deformed by the three-point bending method at temperatures above Ak with unloading with a step of 500 N. Superelastic behavior was recorded in the case of nonlinear unloading and the absence of residual deflection on the obtained dependence of force on deflection. In samples after rolling with current and annealing, the value of ε obr increases by 2-2.5 times compared to the quenched state.
Предлагаемая обработка формирует в сплаве высокопрочное состояние, значительно повышается микротвердость, предел прочности увеличивается в 2 раза по сравнению с закаленным состоянием (таблица 1). Благодаря сильному измельчению структурных элементов возможно проявление сверхупругого поведения исследуемых образцов (рис. 1), которое не наблюдается при других условиях в сплаве данного состава. Величине деформации сверхупругого восстановления соответствовала ε=1,5 %. При дальнейшем нагружении эффект становится несовершенным (деформация восстанавливается не полностью, а при разгрузке наблюдается остаточный прогиб). Сверхупругое поведение наблюдалось в интервале температур 65-100°С. Во всех остальных образцах сплава этого состава эффект сверхупругости обнаружен не был. Вероятно, этот факт может быть связан с тем, что в исследуемых образцах благодаря интенсивной прокатке с током до е=3,6 величина дислокационного предела текучести оказалась больше, чем величина напряжения, необходимого для инициирования прямого мартенситного перехода. В этом случае при увеличении напряжения деформирование за счет обратимого фазового перехода оказывается предпочтительнее деформирования за счет дислокационного течения, вследствие чего при разгрузке наблюдается эффект сверхупругости образцов.The proposed treatment forms a high-strength state in the alloy, the microhardness increases significantly, the tensile strength increases by 2 times compared to the quenched state (Table 1). Due to the strong refinement of the structural elements, the manifestation of superelastic behavior of the studied samples is possible (Fig. 1), which is not observed under other conditions in the alloy of this composition. The value of the superelastic recovery strain corresponded to ε = 1.5%. With further loading, the effect becomes imperfect (the deformation is not completely restored, and a residual deflection is observed during unloading). Superelastic behavior was observed in the temperature range of 65-100 ° C. In all other samples of the alloy of this composition, the superelasticity effect was not detected. Probably, this fact can be associated with the fact that in the studied samples, due to intensive rolling with a current of up to е = 3.6, the dislocation yield strength was greater than the stress required to initiate a direct martensitic transition. In this case, with an increase in stress, deformation due to a reversible phase transition turns out to be preferable to deformation due to dislocation flow, as a result of which, upon unloading, the effect of superelasticity of the samples is observed.
Из таблицы 1 видно, что комплекс функциональных свойств в сплаве, полученном предложенным способом, значительно выше, по сравнению с прототипом, например, максимальное реактивное напряжение достигает 1800 МПа, полностью обратимая деформация при нагреве 6 %.From Table 1 it is evident that the complex of functional properties in the alloy obtained by the proposed method is significantly higher, compared to the prototype, for example, the maximum reactive stress reaches 1800 MPa, and the fully reversible deformation upon heating is 6%.
Регламентирование режимов обработки дает возможность контролировать уменьшение размера зерна в пределах 60-150 нм, что позволяет управлять пластическими, прочностными характеристиками, а также уровнем функциональных свойств. Способ позволяет добиться в сплаве Ti50,0Ni50,0 проявления сверхупругого поведения.Regulating the processing modes makes it possible to control the reduction of grain size within 60-150 nm, which allows controlling plastic, strength characteristics, as well as the level of functional properties. The method allows achieving superelastic behavior in the Ti 50.0 Ni 50.0 alloy.
Таким образом, предложенный способ позволяет сформировать в сплавах Ti50-xNi50+x (Х=0-0,3) с исходной мартенситной структурой высокопрочное наноструктурное состояние с размером зерен порядка 60 нм и повышенным комплексом функциональных свойств. Свойства памяти формы в предложенном способе выше, чем в прототипе. Предложенный способ позволяет добиться в сплавах с исходной мартенситной структурой проявления сверхупругого поведения, не характерного для сплавов подобного состава.Thus, the proposed method allows to form a high-strength nanostructured state with a grain size of about 60 nm and an increased set of functional properties in Ti 50-x Ni 50+x (X=0-0.3) alloys with an initial martensitic structure. The shape memory properties in the proposed method are higher than in the prototype. The proposed method allows to achieve superelastic behavior in alloys with an initial martensitic structure, which is not typical for alloys of similar composition.
ДОПОЛНИТЕЛЬНЫЕ МАТЕРИАЛЫ к заявке № 2024105960/05(013095)ADDITIONAL MATERIALS to application No. 2024105960/05(013095)
Пример конкретного выполнения.An example of specific implementation.
Исходным материалом служил сплав Ti50Ni50,0 комнатной температуре фазовый состав которого соответствует В19' - мартенситу. Образцы в виде прутка с размерами ∅6 х 110 мм были подвергнуты закалке с 800°С с охлаждением в воде для гомогенизации структуры и удаления термомеханической предыстории. Характеристические температуры мартенситных превращений исходного закаленного сплава до обработки приведены в таблице.The initial material was Ti 50 Ni 50.0 alloy at room temperature, the phase composition of which corresponds to B19' martensite. Samples in the form of a rod with dimensions of ∅6 x 110 mm were subjected to quenching from 800°C with cooling in water to homogenize the structure and remove the thermomechanical history. The characteristic temperatures of martensitic transformations of the initial quenched alloy before processing are given in the table.
Размер зерна после закалки составляет 60 мкм. После этого пруток был подвергнут многопроходной прокатке с однополярным импульсным током до истинных деформаций е=3,6, где е=ln (S0/SK), a S0 и SK - площадь поперечного сечения прутка до и после прокатки. Прокатка велась при комнатной температуре Тк=22°С (Тк<Мн) на прокатном стане с калиброванными валками, оборудованном генератором импульсного тока, с разовым обжатием за проход 50 мкм. Общее количество проходов составило n=100. Использовался следующий режим импульсного тока: плотность тока 100 А/мм2, частота 1000 Гц, длительность импульса 120 мкс. Во избежание нагрева после каждого прохода образец охлаждали в воде. Таким образом, температура в процессе испытания не превышала комнатную.The grain size after hardening is 60 μm. After that, the rod was subjected to multi-pass rolling with unipolar pulsed current to true strains е=3.6, where е=ln( S0 / SK ), and S0 and SK are the cross-sectional area of the rod before and after rolling. Rolling was carried out at room temperature Tk=22°C (Tk<Mn) on a rolling mill with calibrated rolls equipped with a pulsed current generator, with a single reduction per pass of 50 μm. The total number of passes was n=100. The following pulsed current mode was used: current density 100 A/ mm2 ,
Указанная обработка и последующий отжиг при 450°С привели к образованию в сплаве Ti50,0Ni50,0 наноструктурного состояния со средним размером зерна 60 нм. Микротвердость и предел прочности составили 3500 и 1200 МПа соответственно (в исходном состоянии до обработки 2650 и 610 МПа соответственно). Величина обратимой деформации составила ε=6% (по сравнению с 2,5-3,5 %) в закаленном состоянии).The specified treatment and subsequent annealing at 450°C resulted in the formation of a nanostructured state with an average grain size of 60 nm in the Ti 50.0 Ni 50.0 alloy. The microhardness and ultimate strength were 3500 and 1200 MPa, respectively (in the initial state before treatment, 2650 and 610 MPa, respectively). The magnitude of reversible deformation was ε=6% (compared to 2.5-3.5%) in the quenched state).
Для исследования величины сверхупругости образцы деформировали методом трехточечного изгиба при температурах выше Ак (65°С после указанной обработки и отжига при 450°С) с разгрузками с шагом 500 Н. Сверхупругое поведение фиксировали в случае нелинейной разгрузки и отсутствия остаточного прогиба на полученной зависимости силы от прогиба.To study the magnitude of superelasticity, the samples were deformed by the three-point bending method at temperatures above Ak (65°C after the specified treatment and annealing at 450°C) with unloading in increments of 500 N. Superelastic behavior was recorded in the case of nonlinear unloading and the absence of residual deflection on the obtained force-deflection dependence.
Предлагаемая обработка формирует в сплаве высокопрочное состояние, значительно повышается микротведость, предел прочности увеличивается в 2 раза, величина εобр повышается в 2-2,5 раза по сравнению с закаленным состоянием. Благодаря сильному измельчению структурных элементов возможно проявление сверхупругого поведения исследуемых образцов (рис. 1), которое не наблюдается при других условиях в сплаве данного состава. Величине деформации сверхупругого восстановления соответствовала ε=1,5 %. При дальнейшем нагружении эффект становится несовершенным (деформация восстанавливается не полностью, а при разгрузке наблюдается остаточный прогиб). Сверхупругое поведение наблюдалось в интервале температур 65-100°С. Во всех остальных образцах сплава этого состава эффект сверхупругости обнаружен не был. Вероятно, этот факт может быть связан с тем, что в исследуемых образцах благодаря интенсивной прокатке с током до е=3,6 величина дислокационного предела текучести оказалась больше, чем величина напряжения, необходимого для инициирования прямого мартенситного перехода. В этом случае при увеличении напряжения деформирование за счет обратимого фазового перехода оказывается предпочтительнее деформирования за счет дислокационного течения, вследствие чего при разгрузке наблюдается эффект сверхупругости образцов.The proposed treatment forms a high-strength state in the alloy, the microhardness increases significantly, the ultimate strength increases by 2 times, the value of ε obr increases by 2-2.5 times compared to the quenched state. Due to the strong grinding of the structural elements, the manifestation of superelastic behavior of the studied samples is possible (Fig. 1), which is not observed under other conditions in the alloy of this composition. The value of the deformation of superelastic recovery corresponded to ε = 1.5%. With further loading, the effect becomes imperfect (the deformation is not completely restored, and a residual deflection is observed upon unloading). Superelastic behavior was observed in the temperature range of 65-100 ° C. In all other samples of the alloy of this composition, the effect of superelasticity was not detected. This fact may probably be related to the fact that in the studied samples, due to intensive rolling with a current of up to е=3.6, the value of the dislocation yield strength turned out to be greater than the value of the stress required to initiate a direct martensitic transition. In this case, with an increase in stress, deformation due to a reversible phase transition turns out to be preferable to deformation due to dislocation flow, as a result of which the effect of superelasticity of the samples is observed upon unloading.
Комплекс функциональных свойств в сплаве, полученном предложенным способом, значительно выше, по сравнению с прототипом. Например, максимальное реактивное напряжение достигает 1800 МПа (950 МПа в способе-прототипе), полностью обратимая деформация при нагреве 6 % (5 % в способе-прототипе). Регламентирование режимов обработки дает возможность контролировать уменьшение размера зерна в пределах 60-150 нм, что позволяет управлять пластическими, прочностными характеристиками, а также уровнем функциональных свойств. Способ позволяет добиться в сплаве Ti50,0Ni50,0 проявления сверхупругого поведения.The set of functional properties in the alloy obtained by the proposed method is significantly higher, compared to the prototype. For example, the maximum reactive stress reaches 1800 MPa (950 MPa in the prototype method), completely reversible deformation during heating is 6% (5% in the prototype method). Regulation of processing modes makes it possible to control the reduction of grain size within 60-150 nm, which allows controlling plastic, strength characteristics, as well as the level of functional properties. The method allows achieving superelastic behavior in the Ti 50.0 Ni 50.0 alloy.
Claims (2)
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2831627C1 true RU2831627C1 (en) | 2024-12-11 |
Family
ID=
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2367712C2 (en) * | 2007-09-19 | 2009-09-20 | Институт машиноведения им. А.А. Благонравова Российской Академии Наук | Method of receiving of nano-structural alloys titanium-nickel with effect of shape memory |
| RU2367713C2 (en) * | 2007-09-03 | 2009-09-20 | Институт машиноведения им. А.А. Благонравова Российской Академии Наук | Processing method of ultra-fine-grained alloys with effect of shape memory |
| CN102021364A (en) * | 2010-10-20 | 2011-04-20 | 燕山大学 | High-tensile strength and high-plasticity TiNi nanocrystal material and preparation method thereof |
| CN101962743B (en) * | 2010-10-20 | 2012-02-15 | 燕山大学 | Preparation method of TiNi block nanocrystalline material with fine crystallite dimension |
| CN102912271A (en) * | 2012-10-24 | 2013-02-06 | 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 | Second-phase electrical stimulation nodulizing method for Ni-enriched TiNi shape memory alloy |
| RU2678855C1 (en) * | 2018-02-26 | 2019-02-04 | Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт машиноведения им. А.А. Благонравова Российской академии наук (ИМАШ РАН) | Method of deformation treatment of long-dimensional semi-finished products of thin section from ti50-xni50+x alloys with shape memory effect |
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2367713C2 (en) * | 2007-09-03 | 2009-09-20 | Институт машиноведения им. А.А. Благонравова Российской Академии Наук | Processing method of ultra-fine-grained alloys with effect of shape memory |
| RU2367712C2 (en) * | 2007-09-19 | 2009-09-20 | Институт машиноведения им. А.А. Благонравова Российской Академии Наук | Method of receiving of nano-structural alloys titanium-nickel with effect of shape memory |
| CN102021364A (en) * | 2010-10-20 | 2011-04-20 | 燕山大学 | High-tensile strength and high-plasticity TiNi nanocrystal material and preparation method thereof |
| CN101962743B (en) * | 2010-10-20 | 2012-02-15 | 燕山大学 | Preparation method of TiNi block nanocrystalline material with fine crystallite dimension |
| CN102912271A (en) * | 2012-10-24 | 2013-02-06 | 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 | Second-phase electrical stimulation nodulizing method for Ni-enriched TiNi shape memory alloy |
| RU2678855C1 (en) * | 2018-02-26 | 2019-02-04 | Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт машиноведения им. А.А. Благонравова Российской академии наук (ИМАШ РАН) | Method of deformation treatment of long-dimensional semi-finished products of thin section from ti50-xni50+x alloys with shape memory effect |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Li et al. | Superelasticity and tensile strength of Ti-Zr-Nb-Sn alloys with high Zr content for biomedical applications | |
| Pachla et al. | Nanocrystalline titanium produced by hydrostatic extrusion | |
| Sergueeva et al. | Structure and properties of amorphous and nanocrystalline NiTi prepared by severe plastic deformation and annealing | |
| US10604824B2 (en) | Nanostructured titanium alloy and method for thermomechanically processing the same | |
| DK2971200T3 (en) | THERMOMECHANICAL TREATMENT OF ALPHA-BETA TITANIUM ALLOYS | |
| JP6094901B2 (en) | Fatigue-resistant wire and manufacturing method thereof | |
| EP2971202B1 (en) | Thermo-mechanical processing of nickel-titanium alloys | |
| US20110179848A1 (en) | Nanostructured commercially pure titanium for biomedicine and a method for producing a rod therefrom | |
| JP2021508764A (en) | High tough filamentous crystalline pure titanium and its manufacturing method | |
| US7306683B2 (en) | Shape memory material and method of making the same | |
| US20160108499A1 (en) | Nanostructured Titanium Alloy and Method For Thermomechanically Processing The Same | |
| Zhang et al. | An investigation of the mechanical behaviour of fine tubes fabricated from a Ti–25Nb–3Mo–3Zr–2Sn alloy | |
| Kolobov | Regularities and mechanisms of formation of submicro-, nano-, and ultrafine-grained structures and mechanical properties of metals and alloys under different treatments | |
| JP7368798B2 (en) | Processing method of pure titanium metal material | |
| RU2656626C1 (en) | Method of obtaining wire from titan-niobium-tantal-zirconium alloys with the form memory effect | |
| RU2266973C1 (en) | Method of production of ultra-fine-grained titanium-nickel alloys of memorized-shape effect | |
| Derkach et al. | Effect of low and high temperature ECAP modes on the microstructure, mechanical properties and functional fatigue behavior of Ti-Zr-Nb alloy for biomedical applications | |
| RU2831627C1 (en) | Method of producing nanostructured superelastic titanium-nickel alloy | |
| CN114729423A (en) | Super elastic nickel-titanium alloy wire and forming method thereof | |
| Gutierrez-Urrutia et al. | Recovery of deformation substructure and coarsening of particles on annealing severely plastically deformed Al–Mg–Si alloy and analysis of strengthening mechanisms | |
| An et al. | Fast aging kinetics of the AA6016 Al-Mg-Si alloy and the application in forming process | |
| RU2621535C1 (en) | Method of obtaining nanostructural wire from titan-nickel-tantal alloy with memory effect of form | |
| Kolobov et al. | Regularities of formation and degradation of the microstructure and properties of new ultrafine-grained low-modulus Ti–Nb–Mo–Zr alloys | |
| Zhang et al. | Influences of recovery and recrystallization on the superelastic behavior of a β titanium alloy made by suction casting | |
| RU2503733C1 (en) | Nanostructured titanium-nickel alloy with shape memory effect and method of making bar thereof |