eng
Выпуск #1/2024
А.А.Чуракова, Э.И.Исхакова
АНАЛИЗ ИЗМЕНЕНИЯ МИКРОСТРУКТУРЫ И ТЕМПЕРАТУР МАРТЕНСИТНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В СПЛАВЕ TiNi С РАЗЛИЧНОЙ СТРУКТУРОЙ
АНАЛИЗ ИЗМЕНЕНИЯ МИКРОСТРУКТУРЫ И ТЕМПЕРАТУР МАРТЕНСИТНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В СПЛАВЕ TiNi С РАЗЛИЧНОЙ СТРУКТУРОЙ
Просмотры: 1239
DOI: 10.22184/1993-8578.2024.17.1.56.70
В представленной статье проведены исследования влияния многократных мартенситных превращений В2-В19’ на структуру и температуры превращений в различных структурных состояниях сплава TiNi. Показано, что в крупнозернистом, ультрамелкозернистом и нанокристаллическом сплаве TiNi происходят последовательные изменения в микроструктуре и температурах фазовых переходов, при увеличении числа термоциклов до n=100 с быстрым нагревом и быстрым охлаждением до –196 °C. Температуры превращений в ультрамелкозернистом состоянии Ti49.15Ni50.85 более устойчивы к термоциклированию (ТЦ), чем в крупнозернистом состоянии. Обнаружено образование нанодвойников мартенсита в наноструктурном состоянии после многократных термоциклов.
В представленной статье проведены исследования влияния многократных мартенситных превращений В2-В19’ на структуру и температуры превращений в различных структурных состояниях сплава TiNi. Показано, что в крупнозернистом, ультрамелкозернистом и нанокристаллическом сплаве TiNi происходят последовательные изменения в микроструктуре и температурах фазовых переходов, при увеличении числа термоциклов до n=100 с быстрым нагревом и быстрым охлаждением до –196 °C. Температуры превращений в ультрамелкозернистом состоянии Ti49.15Ni50.85 более устойчивы к термоциклированию (ТЦ), чем в крупнозернистом состоянии. Обнаружено образование нанодвойников мартенсита в наноструктурном состоянии после многократных термоциклов.
Теги: coarse-grained martensitic transformations nanotwins thermal cycles ultrafine-grained and nanocrystalline alloys крупнозернистые мартенситные превращения нанодвойники термоциклы ультрамелкозернистые и нанокристаллические сплавы
Получено: 20.11.2023 г. | Принято: 29.11.2023 г. | DOI: https://doi.org/10.22184/1993-8578.2024.17.1.56.70
Научная статья
Анализ изменения микроструктуры и температур мартенситных превращений в сплаве TiNi с различной структурой
А.А.Чуракова1, 2, к.ф.-м.н., науч. сотр., ORCID: 0000-0001-9867-6997 / churakovaa_a@mail.ru
Э.И.Исхакова1, 2, лаборант-исследователь, ORCID: 0009-0001-0907-6146
Аннотация. В представленной статье проведены исследования влияния многократных мартенситных превращений В2-В19’ на структуру и температуры превращений в различных структурных состояниях сплава TiNi. Показано, что в крупнозернистом, ультрамелкозернистом и нанокристаллическом сплаве TiNi происходят последовательные изменения в микроструктуре и температурах фазовых переходов, при увеличении числа термоциклов до n=100 с быстрым нагревом и быстрым охлаждением до –196 °C. Температуры превращений в ультрамелкозернистом состоянии Ti49.15Ni50.85 более устойчивы к термоциклированию (ТЦ), чем в крупнозернистом состоянии. Обнаружено образование нанодвойников мартенсита в наноструктурном состоянии после многократных термоциклов.
Ключевые слова: мартенситные превращения, крупнозернистые, ультрамелкозернистые и нанокристаллические сплавы, термоциклы, нанодвойники
Для цитирования: А.А. Чуракова, Э.И. Исхакова. Анализ изменения микроструктуры и температур мартенситных превращений в сплаве TiNi с различной структурой. НАНОИНДУСТРИЯ. 2024. Т. 17. № 1. С. 56–70.
https://doi.org/10.22184/1993-8578.2024.17.1.56.70.
Received: 20.11.2023 | Accepted: 29.11.2023 | DOI: https://doi.org/10.22184/1993-8578.2024.17.1.56.70
Original paper
ANALYSIS OF CHANGES IN MICROSTRUCTURE AND TEMPERATURES OF MARTENSITIC TRANSFORMATIONS IN TiNi ALLOY WITH DIFFERENT STRUCTURES
A.A.Churakova1, 2, Cand. of Sci. (Physics and Mathematics), Researcher, ORCID: 0000-0001-9867-6997
E.I.Iskhakova1, 2, Research Assistant, ORCID: 0009-0001-0907-6146
Abstract. In the presented article studies were carried out of the influence of multiple martensitic transformations B2-B19’ on the structure and temperatures of transformations in different structural states of the TiNi alloy. It is shown that in coarse-grained, ultrafine-grained and nanocrystalline TiNi alloys, consistent changes occur in the microstructure and temperatures of phase transformations, with an increase in the number of thermal cycles to n=100 with rapid heating and rapid cooling to -196 °C. Transformation temperatures in the ultrafine-grained Ti49.15Ni50.85 state are more resistant to thermal cycling (TC) than in the coarse-grained state. The formation of martensite nanotwins in the nanostructural state after multiple thermal cycles was discovered.
Keywords: martensitic transformations, coarse-grained, ultrafine-grained and nanocrystalline alloys, thermal cycles, nanotwins
For citation: A.A. Churakova, E.I. Iskhakova. Analysis of changes in microstructure and temperatures of martensitic transformations in TiNi alloy with different structures. NANOINDUSTRY. 2024. V. 17. No. 1. PP. 56–70. https://doi.org/10.22184/1993-8578.2024.17.1.56.70.
ВВЕДЕНИЕ
Титан-никелевые сплавы (TiNi) являются функциональными материалами с эффектом памяти формы, вызванным мартенситными превращениями, которые происходят в диапазоне комнатных температур [1–4]. Эти сплавы широко используются в медицине и инженерии. Известно, что мартенситные превращения в процессе нагрева и охлаждения приводят к образованию дислокаций в кристаллической решетке. Понимание влияния многократных циклов термоциклирования на структуру и свойства сплавов TiNi имеет большое значение. Фазовое упрочнение, связанное с накоплением дислокаций во время мартенситных превращений, является важным фактором в этих сплавах, но неоднозначно в случае обратимого движения границ мартенсита. Использование термоциклирования (ТЦ) для увеличения предела текучести не является способом для сплавов TiNi, тогда как применение механического и термоциклирования позволяет повысить эффект памяти формы для особых приложений [8–10]. Формирование ультрамелкозернистой и нанокристаллической структуры (с размером зерна менее 1 мкм и менее 100 нм соответственно) методами интенсивной пластической деформации является эффективным способом повышения прочности и других физико-механических свойств сплавов TiNi [11–16]. Ультрамелкозернистые и нанокристаллические материалы обладают повышенной площадью межзеренных границ, что приводит к повышению предела текучести и прочности [11]. Значение предела текучести в сплавах TiNi определяет реактивное напряжение и ресурс сверхэластичности, которые являются важными характеристиками эффекта памяти формы. Влияние размера зерна аустенитной B2 фазы и, следовательно, границ зерен на процессы генерации дислокаций во время мартенситных превращений в ультрамелкозернистых и нанокристаллических сплавах TiNi до сих пор является предметом исследования. Повышенная плотность границ зерен может способствовать интенсификации дислокаций во время термоциклирования, так как вероятность генерации дислокаций на границе кристаллической решетки выше, чем в объеме кристаллической решетки. Таким образом, термоциклирование может более эффективно увеличивать предел текучести (σт) сплавов TiNi. Однако ультрамелкозернистые и нанокристаллические материалы характеризуются повышенным пределом текучести, что затрудняет генерацию дислокаций, вызванных внутренними напряжениями во время термоциклирования.
Исследование влияния ультрамелкозернистой структуры сплавов TiNi на фазовое упрочнение требует дополнительных исследований. Существует значительное количество работ, посвященных влиянию термоциклирования на структуру и свойства крупнозернистых (КЗ) сплавов TiNi [10,17–19]. Исследования влияния термоциклирования на ультрамелкозернистые и нанокристаллические сплавы были проведены в ограниченном объеме и в основном касались изменений температур мартенситных превращений и эффекта памяти формы во время термоциклирования [19–24]. В то же время, эволюция механических свойств и структуры была практически не исследована. В отличие от других материалов с мартенситными превращениями, превращения в TiNi происходят при комнатных температурах, поэтому термоциклирование не вызывает значительной релаксации ультрамелкозернистых и нанокристаллических структур. Это делает сплавы TiNi уникальными объектами для изучения влияния границ зерен на генерацию дислокаций во время мартенситных превращений. Важно исследовать влияние ультрамелкозернистой структуры сплавов TiNi на их структуру и свойства во время термоциклирования, а также роль границ зерен в генерации дислокаций в аустенитной B2 фазе во время мартенситных превращений, и возможность использования термоциклирования для повышения механических и функциональных свойств ультрамелкозернистых и нанокристаллических сплавов TiNi.
Одним из основных факторов, которые улучшают характеристики сплавов TiNi в процессе термоциклирования, является увеличение плотности дефектов, которые генерируют внутренние напряжения. Это изменение кинетики фазовых превращений и характеристических температур превращений в сплавах TiNi [5, 25, 26–35]. Превращение TiNi из B2 в B19’ характеризуется несовместимостью деформаций решетки [26], что приводит к возникновению локальных напряжений на границе фаз. Релаксация напряжений ведет к накоплению пластической деформации и необратимым изменениям кинетики мартенситных превращений в каждом термоцикле. Результаты предыдущих исследований показывают, что с увеличением числа термоциклов диапазон температур мартенситных превращений смещается к более низким значениям. Это изменение температуры связано с микропластическими деформациями, вызванными формированием больших полей напряжений пластинами мартенсита в процессе термоциклирования. Измерения с использованием просвечивающей электронной микроскопии подтверждают увеличение плотности дислокаций в образцах TiNi после термоциклирования. В некоторых случаях термоциклирование через диапазон мартенситных превращений приводит к изменениям в стадийности превращений. Превращение B2→B19’ в сплаве Ti50.0Ni50.0 при охлаждении после нескольких термоциклов становится многоступенчатым, включающим промежуточную R фазу. Результаты просвечивающей электронной микроскопии подтверждают образование промежуточной R фазы при многократных мартенситных превращениях. Изменения в стадиях превращений сплава TiNi подтверждаются результатами дифференциальной сканирующей калориметрии, показывающими, что с увеличением числа циклов прямое превращение из B2 в B19’ происходит как напрямую в мартенсит B19’, так и через промежуточную R фазу. Однако изучение сплавов, подвергнутых предварительной деформации и содержащих большое количество Ni, показывает, что термоциклирование не влияет на кинетику превращений и накопление дефектов. В таких сплавах превращение R сопровождается малым искажением решетки, и образование мартенсита происходит упруго.
Согласно исследованиям, термоциклирование также увеличивает предел прочности и коэффициент упрочнения сплавов TiNi. Температура начала мартенситного превращения смещается к более низким значениям с увеличением числа термоциклов, но в сплавах с высоким содержанием никеля значительных изменений температур не наблюдается. Характеристики фазового упрочнения изменяются монотонно с увеличением числа циклов и приближаются к насыщению на 20–30 циклах. В дальнейшем циклировании не только температура превращения, но и другие точки мартенсита остаются неизменными. Таким образом, с увеличением числа циклов наблюдается эффект стабилизации гистерезисной петли.
В работе [17–19] описано термоциклическая "тренировка" сплавов TiNi для улучшения эффекта памяти формы. Образование вариантов мартенсита происходит упруго в половине температурного диапазона полного превращения, а пластическая деформация происходит только в последней четверти этого диапазона. Наконец, анализ опубликованных результатов позволяет сделать вывод, что в процессе термоциклирования сплавов TiNi как в свободном состоянии, так и под нагрузкой, поля напряжений, созданные пластинами мартенсита, приводят к микропластической деформации, которая, в свою очередь, увеличивает плотность дислокаций. Локальные поля напряжений, образующиеся вокруг дефектов кристаллической структуры, влияют на характеристические температуры и кинетику мартенситных превращений, а также на деформационные эффекты и механические свойства сплавов TiNi. Накопление необратимой деформации происходит в процессе термоциклирования под нагрузкой. Однако остается нерешенным, как накапливается фазовое упрочнение или, другими словами, пластическая деформация. Этот вопрос значим для понимания процессов накопления деформации в различных сплавах, как во время прямых, так и обратных превращений. Например, авторы эксперимента, проведенного в работе [47], предлагают, что пластическая деформация накапливается во время обратного перехода, основываясь на исследовании сплава Ti50Ni42Cu8 при нагрузке 100 МПа. Лью и МакКормик [48] утверждают, что накопление дефектов возможно как во время прямых, так и во время обратных мартенситных превращений, и это зависит от различных факторов, таких как термическая обработка, внешняя нагрузка и тип превращения. В [49] отмечается, что процесс накопления пластической деформации может отличаться для разных сплавов, в зависимости от их предварительной термомеханической обработки и характера мартенситных превращений. Одновременно, согласно [38, 49–50], накопление деформации происходит преимущественно во время прямого перехода. Процесс увеличения плотности дислокаций во время прямого перехода B2→B19’ в результате термоциклирования предложен авторами [49]. При исследовании сплава Ti49.6Ni50.4 с использованием метода просвечивающей электронной микроскопии in situ, проведенного в диапазоне температур мартенситного превращения, обнаружено, что при охлаждении аустенита происходит рост мартенситных пластин, а при последующем нагреве пластины исчезают, но петли дислокаций остаются. Этот механизм объясняет образование сложных петель дислокаций и дислокационных сеток [51–52]. С увеличением числа циклов плотность дислокаций растет, делая движение мартенситных пластин более сложным и требующим больших напряжений. Это приводит к снижению температуры начала прямого мартенситного превращения [38]. Таким образом, можно сделать вывод, что рост мартенситных пластин и высокие локальные внутренние напряжения являются причинами увеличения плотности дислокаций во время прямого мартенситного превращения при термоциклировании. Это, в свою очередь, оказывает влияние на механические и термодинамические характеристики сплавов. Однако большинство исследований проводились на крупнозернистых сплавах TiNi. Ответ на вопрос о том, как измельчение структуры до ультрамелкозернистых и нанокристаллических состояний влияет на процесс термоциклирования, требует дальнейших исследований, чему и посвящена данная работа.
МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
Исследование проводилось на сплаве Ti49.15Ni50.85 с повышенным содержанием никеля, который при комнатной температуре находится в аустенитном состоянии с ОЦК решеткой типа CsCl и в котором при нагреве до 500 °C происходят процессы старения, которые увеличивают температуру мартенситных превращений. Для создания ультрамелкозернистой структуры, образцы TiNi диаметром 20 мм и длиной 100 мм были подвергнуты восьми циклам равноканального углового прессования (РКУП) с использованием пресса углом пересечения каналов 120° при температуре 450 °C.
Образцы подвергались интенсивной пластической деформации кручением (ИПДК) в наковальнях с "канавкой" глубиной 0,6 мм и диаметром 20 мм под давлением P=6 ГПа, после чего было произведен отжиг при 350 °C для создания нанокристаллической структуры. Для проведения термоциклирования образцы в различных состояниях погружались в жидкий азот (-196 °C) и затем нагревались до 150 °C с использованием лабораторной плитки. Количество термоциклов варьировалось от 0 до 100, а время выдержки для нагрева и охлаждения составляло 5 минут. Микроструктура сплавов анализировалась с помощью оптического микроскопа OLYMPUS GX51 для исходного крупнозернистого состояния и с использованием просвечивающей электронной микроскопии (ПЭM) на микроскопе JEOL 2100 для всех исследуемых состояний. Изменение параметров (температуры, последовательности) мартенситных превращений исследовали методом дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) на дифференциальном сканирующем калориметре высокой чувствительности Netzsch DSC 204 F1 Phoenix на образцах массой до 50 мг (диаметром 3,5 мм, толщиной 0,5–0,7 мм), изменение теплового потока исследовали при охлаждении и нагреве в интервале температур от –196 до 150°С со скоростью 20°С/мин. Температуры начала (Мн и Ан) и окончания (Мк и Ак) прямого и обратного превращения, энергию переходов определяли по стандартным методикам, используя ПО Netzsch Proteus. Температуры превращений определяли методом касательных (стандарт ASTM 2004 – 05), энергию – как площадь под калориметрическим пиком ДСК.
Для расчета изменения энтропии и энтальпии фазовых превращений использовались формулы, представленные в работах [53]. Если в материале присутствуют дефекты кристаллической решетки, границы зерен, вторичные частицы, то уравнение термодинамического баланса энергий можно записать в виде:
Упругая энергия, обусловленная наличием дефектов в структуре:
(1)
Для определения скачка энтропии мартенситного превращения используются два основных подхода: по формулам [54] и через уравнение типа Клаузиуса – Клапейрона [55]. Вместе с тем скачок энтропии может быть вычислен из выражения, связывающего тепло, выделившееся при прямом переходе, и термодинамические параметры, определяющие это превращение. Учитывая, что сплав находится в "нулевом состоянии", энергией можно пренебречь, T0 = (Ms + Af)/2, получим:
(2)
Из выражения (2) скачок энтропии при мартенситном превращении может быть определен как отношение величины тепла, выделившегося при прямом мартенситном переходе, к температуре окончания прямого мартенситного перехода:
(3)
РЕЗУЛЬТАТЫ
Исследование структуры сплава Ti49,15Ni50,85 в различных состояниях при многократных мартенситных превращениях КЗ. В исходном КЗ состоянии после закалки сплав Ti49,15Ni50,85 при комнатной температуре имеет преимущественно равноосную структуру B2-аустенита с размером зерна около 20±5 мкм (рис.1, а). Структура сплава однофазная, при этом внутри и на границах зерен были обнаружены глобулярные включения размером 0,5–1 мкм, доля которых может занимать до 5%. С помощью ОМ не удается прецизионно оценить изменения в структуре после многократных теплосмен (рис.1, b). Поверхностный рельеф в результате воздействия многократных фазовых превращений остается неизменным, но для исследования изменений тонкой структуры необходима аттестация с помощью ПЭМ.
По полученным данным ПЭМ в КЗ состоянии без термоциклирования в микроструктуре сплава наблюдаются границы зерен и тройные стыки зерен, свободные от дислокаций (рис.2, a-c). Вид толщинных контуров экстинкции (h=65 × 101 × 139 нм) характерен для материалов в отожженном состоянии [56] и подтверждает невысокую плотность дислокаций и внутренних напряжений. Картина микродифракции соответствует структуре B2-аустенита. В сплаве присутствует незначительная доля оксидных частиц Ti4Ni2Ox размером 0,9–1,2 мкм, вид которых типичен для сплавов данного химического состава (рис.2d).
Термоциклирование сплава в интервале фазовых превращений B2→B19’ с количеством циклов n=20 приводит к тому, что в структуре отчетливо наблюдаются как отдельные дислокации, так и образуемые ими скопления (рис.3а, b). Дислокационные структуры расположены как вдоль границ зерен и тройных стыков, так и в теле зерна.
На электроннограмме наблюдается небольшое размытие рефлексов от B2-фазы (рис.3b).
Увеличение количества теплосмен до n=50 сопровождается накоплением дислокаций в структуре и образованием более сложных дислокационных конфигураций (рис.4, а-d). При этом отмечается уширение толщинных контуров экстинкции, что также связано с повышением уровня внутренних напряжений и искажений кристаллической решетки (рис.4d).
Термоциклирование с максимальным количеством теплосмен (n=100) сохраняет дислокационную структуру в виде скоплений и неупорядоченных стенок и клубков дислокаций (рис.5). На рис.5b представлен участок фольги с границей зерна, уширения толщинных контуров экстинкции которой достигают 600±20 нм. Такие значения уширений могут свидетельствовать о высоком уровне внутренних напряжений и искажений кристаллической решетки, вызванных высокой плотностью дефектов, накопленных в процессе многократных мартенситных превращений.
РКУП. РКУП приводит к трансформации исходной КЗ структуры в зеренно-субзеренную УМЗ структуру с повышенной плотностью дислокаций (рис.6). Средний размер структурных элементов составляет 300±20 нм. На рис.6d показано увеличенное изображение отдельного зерна, в котором четко видны дислокации, накопленные при деформировании. Электронограмма имеет вид концентрических колец с распределенными по ним точечными рефлексами от отдельных плоскостей. Такой вид микродифракции подтверждает наличие зерен с большеугловыми разориентировками.
Последующее термоциклирование с n=20 сохраняет структуру практически неизменной, включающей в себя зеренно/субзеренные структурные элементы со средним размером ~ 292±20 нм (рис.7). Вместе с тем встречаются отдельные зерна с равновесными большеугловыми границами, в которых дислокации не наблюдаются. Вид электроннограммы практически не отличается от предыдущего состояния (рис.7a).
С увеличением количества термоциклов в бо'льшем объеме материала происходит увеличение плотности дислокаций и образование в зернах (средний размер зерна d ~ 265±13 нм) сложных дислокационных структур – различных скоплений и клубков (рис.8). В то же время наблюдения с большими увеличениями позволяют обнаружить зерна, свободные от дислокаций с четкими границами (рис.8c). После максимального количества теплосмен в структуре наблюдаются зерна как с равновесными границами, так и с неравновесными – с высокой плотностью дислокаций и внутренними напряжениями (рис.9). Возможным объяснением данного факта является то, что в отдельных областях происходит релаксация структуры, сопровождающаяся аннигиляцией дислокаций или их перераспределением в дислокационные стенки, а также тем, что интенсивность генерации дислокаций на границе зерен зависит от разориентировки соседних зерен. Средний размер структурных элементов составляет 239±15 нм. Данное состояние характеризуется наличием размытых в азимутальном направлении рефлексов, что также свидетельствует о высоком уровне упругих микронапряжений и малоугловых разориентировках, присутствующих в структуре.
Экспериментально наблюдаемое уменьшение размера структурных составляющих вероятно связано с образованием дислокационных стенок и малоугловых границ зерен (МУГ) в зеренно/субзеренной структуре, которые фиксируются в электронном микроскопе.
ИПДК. В результате воздействия ИПДК (n=2,5) при комнатной температуре в сплаве Ti49,15Ni50,85 формируется аморфно-нанокристаллическая структура (рис.10) с преобладанием аморфной фазы (объемная доля кристаллической фазы ~8±2%).
В структуре можно обнаружить, что полосовые области с повышенной долей кристаллической составляющей (НК) чередуются с областями аморфной фазы (А). Вероятно, такое структурное разделение связано с локализацией деформации в полосах сдвига.
Из картины микродифракции видно, что интенсивное гало от аморфной фазы накладывается на слабые, однородно распределенные по кольцу отражения от плоскостей типа {110}В2.
Термоциклирование аморфно-кристаллического состояния не приводит к изменениям в структуре. Доля аморфной составляющей также больше 90% (рис.11).
Для формирования полностью кристаллической структуры был проведен отжиг при температуре 350 °C в течение часа. В результате образованная структура имеет нанокристаллический характер со средним размером зерен B2-фазы 41±2 нм (рис.12, a-c). Важно отметить, что после отжига при температуре 350 °С диффузное гало на электронограммах практически не визуализируется, следовательно, кристаллизация аморфной фазы завершилась, электронограмма имеет вид колец с распределенными точечными рефлексами.
Многократное термоциклирование в интервале температур фазовых превращений сохраняет НК характер тонкой структуры со средним размером зерен 35 ± 2 нм (рис.13, а-b). При этом в нанометровых зернах наблюдается сложный контраст, который можно интерпретировать как сформированные при термоциклировании дефекты упаковки или составные нанодвойники [57] (рис.13, c–d). Электронограмма имеет схожий характер, что и в НК состоянии.
В табл.1 представлены результаты ПЭМ анализа структурных элементов сплава TiNi.
Влияние термоциклирования на термодинамические параметры сплава Ti49,15Ni50,85 в различных исходных состояниях
Калориметрические исследования проводили на образцах сплава Ti49,15Ni50,85 в различных структурных состояниях в диапазоне температур от -120 °C до 100 °C, т. е. несколько ниже и выше интервала температур фазового превращения. Термодинамические расчеты на основе результатов дифференциальной сканирующей калориметрии были произведены по формулам 1–3. Полученные результаты сведены в табл.2.
На кривых ДСК в КЗ состоянии наблюдаются пики, соответствующие прямому и обратному мартенситному превращению. В результате ТЦ с увеличением количества термоциклов от 0 до 100 происходит смещение температур мартенситных превращений (Мн, Мк, Ан, Ак) в область более высоких температур. Наиболее значительное изменение наблюдается для температур обратного мартенситного превращения, при n=100 циклах температуры становятся положительными. Кроме этого, начиная с 50 циклов на кривых идентифицируются пики от промежуточной R-фазы, образующейся при мартенситном превращении B19’→B2. Однако для 50 циклов сложно определить температуры R-перехода, т.к. происходит частичное наложение интервалов B19’→B2 и R→B2 при нагреве.
Для состояний с n=80 и n=100 циклами можно четко определить температуры R-превращения, поскольку в этом случае на кривых наблюдаются два отдельных эндотермических пика (B19’→R и R→B2). При увеличении числа теплосмен до n=80 температуры превращения B2→B19’ практически не меняются, с ростом n от 80 до 100 происходит повышение на 13°С (с -106 °С до -93 °С). Температуры обратного превращения при аналогичном количестве циклов также возрастают. В то же время температуры превращения R→B2 остаются относительно стабильными при увеличении количества циклов. Для УМЗ состояния методом ДСК регистрируются только превращения B19’→B2 и B2→B19’. Характеристические температуры переходов немонотонно меняются в зависимости от количества циклов, однако при максимальном количестве теплосмен (n=100) их значения становятся близки значениям до термоциклирования.
В состоянии после ИПДК на кривых калориметрии пиков не наблюдается, что согласуется со структурными данными и аморфным характером материала. Сформированная с помощью отжига НК структура претерпевает мартенситное превращение, на кривых ДСК при нагреве регистрируется один эндотермический пик, соответствующий, вероятно, накладывающимся друг на друга пикам от B19’→R и R→B2 превращений. После термоциклирования с максимальным количеством теплосмен все характеристические температуры смещаются в область более низких температур, пиковые температуры также понижаются. На основании этого можно сделать вывод, что в НК состоянии, аналогично крупнозернистому материалу, происходит некоторое накопление дефектов. Таким образом, температуры мартенситных превращений в КЗ сплаве Ti49,15Ni50,85 с увеличением числа циклов в целом имеют тенденцию к росту (рис.14a). Для ультрамелкозернистого состояния характерно сначала повышение температур прямого превращения с последующим возвратом к температурам до термоциклирования (рис.14c). Но, в целом, в сплаве Ti49,15Ni50,85 амплитуда изменений температур при ТЦ несколько меньше (~15 °С), чем в сплаве Ti50,0Ni50,0, наблюдаемое в работе [58], в котором данный параметр Mн КЗ сплава достигает 24 °С.
Используя уравнения были определены основные энергетические характеристики сплава в КЗ, УМЗ и НК состояниях, а именно, ΔSA→M, ΔEelA→M, ΔEeld, ΔHA→M, полученные результаты представлены в табл.2, погрешность в определении теплоты – ± 0,5 Дж/г.
ОБСУЖДЕНИЕ
При исследовании влияния многократных фазовых превращений на структурные и термодинамические характеристики, а также на механические и функциональные свойства было установлено, что под воздействием многократных теплосмен в структуре сплава Ti49,15Ni50,85 происходит увеличение плотности дислокаций, сопровождаемое ростом внутренних напряжений и в КЗ, и в УМЗ состояниях. Для УМЗ и НК состояний характерно незначительное уменьшение размеров структурных элементов: зерен / субзерен, ширины пластин. В результате термоциклирования температуры мартенситных превращений и пиковые температуры повышаются, энергии прямого и обратного мартенситных превращений возрастают.
Анализ представленных результатов говорит о том, что в результате термоциклирования с максимальным количеством циклов по сравнению с исходным состоянием наблюдается рост энергии прямого превращения и в КЗ, и в УМЗ сплаве с одновременным падением энергии обратного, что также влияет на изменение энтропии. Упругая энергия, накопленная при прямом превращении и связанная с образованием мартенсита, при термоциклировании сплава в КЗ состоянии выше, чем в УМЗ (рост практически в 2 раза больше). Построенные зависимости энергий прямого и обратного превращений имеют вид, аналогичный кривым характеристических температур (рис.15). Характер кривых близок к линейному. Для НК состояния методом ДСК удалось зафиксировать только температуры пика, соответствующего мартенситным превращениям B19’→R и R→B2. И отметим, что энергия превращения уменьшается при максимальном количестве циклов.
ВЫВОДЫ
В результате термоциклирования в сплаве Ti49,15Ni50,85 также происходит увеличение плотности дислокаций, сопровождаемое ростом внутренних напряжений и в КЗ, и в УМЗ состояниях, незначительное уменьшение размера структурных составляющих, что связано с формированием дислокационных стенок и субграниц. В КЗ состоянии температуры мартенситных превращений повышаются при формировании B19’-мартенсита в результате многократных теплосмен, зависимости энергий превращения от количества циклов аналогичны. В УМЗ состоянии с ростом числа термоциклов до n=80 температуры прямого превращения возрастают, при максимальном количестве теплосмен наблюдается снижение температур. Кроме того, в КЗ состоянии были обнаружены пики, соответствующие R-превращению, что наблюдалось ранее другими исследователями. Однако в УМЗ состоянии его зафиксировать не удалось.
БлагодарностИ
Исследование выполнено за счет гранта в области науки из бюджета Республики Башкортостан для государственной поддержки молодых ученых (НОЦ-ГМУ-2022, Соглашение №1 от 07.09.2023 (12.12.2022)).
ИНФОРМАЦИЯ О РЕЦЕНЗИРОВАНИИ
Редакция благодарит анонимного рецензента (рецензентов) за их вклад в рецензирование этой работы, а также за размещение статей на сайте журнала и передачу их в электронном виде в НЭБ eLIBRARY.RU.
Декларация о конфликте интересов. Авторы заявляют об отсутствии конфликтов интересов или личных отношений, которые могли бы повлиять на работу, представленную в данной статье.
ЛИТЕРАТУРА / REFERENCES
Khachin V.N., Pushin V.G., Kondratiev V.V. Titanium nickelide: structure and properties /
M.: Nauka, 1992. 161 p.
Brailovski V. Shape memory alloys: fundamentals, modeling, applications / V. Brailovski
S. Prokoshkin P. Terriaultet F. Trochu. Montreal: Ecolede technology esuperieure (ETS) Publ., 2003. 851 p.
Shape Memory Materials / Ed. by K. Otsuka and C.M. Wayman. Cambridge: Cambridge University Press, 1999. 284 p.
Gunther V.E. Medical materials and implants with shape memory / V.E. Gunter G.Z. Dambaev
P.G. Sysolyatin et al. Tomsk: TSU, 1998. 487 p.
Miyazaki S. Effect of thermal cycling on the transformation temperatures of Ti-Ni alloys / S. Miyazaki Y. Igo K. Otsuka // Acta metallurgica. 1986 V. 34. No.10. PP. 2045–2051.
Erofeev V. Ya. Phase hardening during the martensitic transformation of titanium nickelide / V. Ya. Erofeev L.A. Monasevich V.A. Pavskaya, Yu. I. Pascal // FMM. 1982. T.53, No. 5. PP. 963–965.
Mironov Yu.P. Evolution of the crystal structure during phase hardening of titanium nickelide / Yu.P. Mironov P.G. Erokhin S.N. Kulkov // News of universities. Physics. 1997. No. 2. PP. 100–104.
Furuya Y. Thermal cyclic deformation and degradation of shape memory effect in Ti-Ni alloy /
Y. Furuya Y.C. Park // Nondestructive Testing and Evaluation. 1992 V. 8.9, № 1–6. PP. 541–554.
Lin G.M. Thermal cycling effects in Cu-Zn-Al shape memory alloy by positron lifetime measurements / G.M. Lin J.K.L. Lai C.Y. Chung // Scripta Metallurgica et Materialia. 1995 V. 32. No.11. PP. 1865–1869.
Liang X. Thermal cycling stability and two-way shape memory effect of Ni–Cu–Ti–Hf alloys /
X. Liang Y. Chen H. Shen Z. Zhang // Solid State Communications. 2001 V. 119. PP. 381–385.
Valiev R.Z. Bulk nanostructured metal materials: preparation, structure and properties / R.Z. Valiev I.V. Alexandrov. M.: Akademkniga, 2007. 398 p.
Valiev R.Z. Bulk nanostructured materials from severe plastic deformation / R.Z. Valiev
R.K. Islamgaliev I.V. Alexandrov // Progress in Material Science. 2000 V. 45. PP. 103–189.
Tatyanin E.V. Preparation of amorphous TiNi alloy during shear deformation under pressure /
E.V. Tatyanin V.G. Kurdyumov V.B. Fedorov // FMM. 1986. T.62, No. 1. pp. 133–137.
Valiev R.Z. Metastable nanostructured SPD TiNi alloys with unique properties /
R.Z. Valiev D.V. Gunderov V.G. Pushin // Journal Metastable and nanostructured materials. 2005 V. 24–25. PP. 7–12.
Prokoshkin S.D. Evolution of structure during severe plastic deformation of shape memory alloys based on TiNi / S.D. Prokoshkin
I.Yu. Khmelevskaya S.V. Dobatkin I.B. Trubitsyna E.V. Tatyanin V.V. Stolyarov E.A. Prokofiev // FMM. 2004. T.97, No. 6. PP. 84–90.
Valiev R.Z. Mechanical behavior of nanocrystalline TiNi alloy produced by SPD / R.Z. Valiev D.V. Gunderov A.V. Lukyanov
V.G. Pushin // Journal of Materials Science. 2012 V. 47. No. 22. PP. 7848–7853.
Belyaev S. Peculiarities of residual strain accumulation during thermal cycling of TiNi alloy /
S. Belyaev N. Resnina A. Sibirev // Journal of Alloys and Compounds.2012 V. 542. PP. 37–42.
Belyaev S. Deformation of Ti-51.5at.%Ni alloy during thermal cycling under different thermal-mechanical conditions / S. Belyaev
N.Resnina R.Zhuravlev // Journal of Alloys and Compounds. 2013 V. 577. S.1. P. S232–S236.
Belyaev S. Stability of mechanical behavior and work performance in TiNi-based alloys during thermal cycling / S. Belyaev N. Resnina // International Journal of Materials Research. 2013 V. 104. No.1. PP. 11–17.
Urbina C. Effect of thermal cycling on the thermomechanical behaviour of NiTi shape memory alloys / C. Urbina S.De la Flor F. Ferrando // Materials Science and Engineering: A. 2009 V. 501. PP. 197–206.
Tsoi K. Part I. Thermomechanical characteristics of shape memory alloys / K. Tsoi J. Schrooten R. Stalmans // Materials Science and Engineering: A. 2004 V. 368. No.1–2. PP. 286–298.
Morin M. Influence of thermal cycling on the reversible martensitic transformation in a Cu-Al-Ni shape memory alloy / M. Morin
F. Trivero // Materials Science and Engineering: A. 1995 V. 196. No.1–2. PP. 177–181.
He X. Transformation behaviour with thermal cycling in Ti50Ni43Cu7 shape memory alloy /
X. He L. Zhao X. Wang R. Zhang M. Li // Materials Science and Engineering: A. 2006 V. 427. No.1–2. PP. 327–330.
Filip P. Influence of cycling on the reversible martensitic transformation and shape memory phenomena in TiNi alloys / P. Filip
K. Mazanec // Scripta Metallurgica et Materialia. 1994 V. 30. No.1. PP. 67–72.
Otsuka K. Martensitic transformations in nonferrous shape memory alloys / K. Otsuka
X. Ren // Materials Science and Engineering: A. 1999 V. 273.275. PP. 89–105.
McCormick P.G. Thermodynamic analysis of the martensitic transformation in NiTi II. Effect of transformation cycling / P.G. McCormick
Y. Liu // Acta Metallurgica et Materialia. 1994 V. 42. No.7. PP. 2407–2413.
Besseghini S. Ni-Ti-Hf shape memory alloy: effect of aging and thermal cycling /
S. Besseghini E. Villa A. Tuissi // Materials Science and Engineering: A. 1999 V. 275. PP. 390–394.
Kwarciak J. Effect of thermal cycling and Ti2Ni precipitation on the stability of the Ni-Ti alloys /
J. Kwarciak Z. Lekston H. Morawirec // Journal of Materials Science. 1987 V. 7. PP. 2341–2345.
Nishida M. Phase transformations in a Ti50Ni47.5Fe2.5 shape memory alloy /
M. Nishida C.M. Wayman T. Honma // Metallography. 1986 V. 19. № 1. PP. 99–113.
Shimizu K. Effect of ageing and thermal cycling on shape memory alloys / K. Shimizu // Journal of Electron Microscopy. 1985 V. 34. PP. 277–278.
Hwang C.M. Phase transformations in TiNiFe, TiNiAl and TiNi alloys / C.M. Hwang
C.M. Wayman // Scripta Metallurgica. 1983 V. 17. № 11. PP. 1345–1350.
Van Humbeeck J. Cycling effects. Fatigue and degradation of shape memory alloys / J. Van Humbeeck // Journal de Physique IV. 1991 V. 1. PP. C4–C199.
Liu Y. Factors influencing the development of two-way shape memory in NiTi / Y. Liu
P.G. McCormick // Acta Metallurgica et Materialia. 1990 V. 38. No.7.– PP. 1321–1326.
Jean R. The thermal cycling effect on Ti-Ni-Cu shape memory alloy / R. Jean J. Duh // Scripta Metallurgica et Materialia. 1995 V. 32. № 6. PP. 885–890.
Amengual A. An experimental study of the partial transformation cycling of shape-memory alloys / A. Amengual A. Likhachev E. Cesari // Scripta Materialia. 1996 V. 34. № 10. PP. 1549–1554.
Wagner M.F. Effect of low-temperature precipitation on the transformation characteristics of Ni-rich NiTi shape memory alloys during thermal cycling / M.F.-X. Wagner S.R. Dey
H. Gugel J. Frenzel, Ch. Somsen G. Eggeler // Intermetallics. 2010 V. 8. No.6. PP. 1172–1179.
Tang W. Analysis of the influence of cycling on TiNi shape memory alloy properties /
W. Tang R. Sandström // Materials & Design. 1993 V. 14. No.2. PP. 103–113.
Pelton A.R. Effects of thermal cycling on microstructure and properties in Nitinol / A.R. Pelton G.H. Huang P. Moinec R. Sinclaird // Materials Science and Engineering: A. 2012 V. 532. PP. 130–138.
Wayman C.M. Transformation behavior and the shape memory in thermally cycled TiNi /
C.M. Wayman I. Cornelis K. Shimizu // Scripta Metallurgica. 1972 V. 6. No.2. PP. 115–122.
Wasilewski R.J. On the martensitic transformation in TiNi / R.J. Wasilewski S.R. Butler J.E. Hanlon // Metal Science. 1967 V. 1. № 1. PP. 104–110.
Resnina N. Multi-stage martensitic transformations induced by repeated thermal cycling of equiatomic TiNi alloy / N. Resnina S. Belyaev // Journal of Alloys and Compounds. 2009 V. 486. No.1–2. PP. 304–308.
Sibirev A. Unusual multistage martensitic transformation in TiNi shape memory alloy after thermal cycling / A. Sibirev S. Belyaev
N. Resnina // Materials Science Forum. 2013 V. 738.739. PP. 372–376.
Morgan N.B. A review of shape memory stability in NiTi alloys / N.B. Morgan C.M. Friend // Journal de Physique IV. 2001 V. 11. PP. 325–332.
Tadaki T. Thermal cycling effects in an aged Ni-rich Ti-Ni shape memory alloy / T. Tadaki Y. Nakata K. Shimizu // Transactions of the Japan Institute of Metals. 1987 V. 28. No.11. PP. 883–890.
Uchil J. Effect of thermal cycling on R-phase stability in a NiTi shape memory alloy /
J. Uchil K. Ganesh Kumara K.K. Mahesh // Materials Science and Engineering: A. 2002 V. 332. No.1–2. PP. 25–28.
Ibarra A. Evolution of microstructure and thermomechanical properties during superelastic compression cycling in Cu–Al–Ni single crystals /
A. Ibarra J. San Juan E.H. Bocanegra M.L. No // Acta Materialia. 2007 V. 55. No.14. PP. 4789–4798.
Otsuka K. Martensitic transformations in nonferrous shape memory alloys / K. Otsuka
X. Ren // Materials Science and Engineering: A. 1999 V. 273.275. PP. 89–105.
Liu Y. Influence of heat treatment on the mechanical behaviour of a NiTi alloy / Y. Liu
P. McCormick // ISIJ International. 1989 V. 29. No.5. PP. 417–422.
Simon T. On the multiplication of dislocations during martensitic transformations in NiTi shape memory alloys / T. Simon A. Kroger
C. Somsen A. Dlouhy G. Eggeler // Acta Materialia. 2010 V. 58. No.5. PP. 1850–1860.
Wasilewski R. Martensitic transformation and fatigue strength in TiNi / R. Wasilewski // Scripta Metallurgica. 1971 V. 5. No.3. PP. 207–211.
Wang X. Improved functional stability of a coarse-grained Ti-50.8 at.% Ni shape memory alloy achieved by precipitation on dislocation networks. Scripta Materialia. 163, (2019).
Li H.F. Nanocrystalline Ti49.2Ni50.8 shape memory alloy as orthopaedic implant material with better performance. Journal of Materials Science & Technology. 35, 10, (2019).
Resnina N. Entropy change in the B2→B19’ martensitic transformation in TiNi alloy / N. Resnina S. Belyaev // Thermochimica Acta. 2015 V. 602. PP. 30–35.
Ortin J. Thermodynamic analysis of thermal measurements in thermoelastic martensitic transformations / J. Ortin A. Planes // Acta Metallurgica. 1988 V. 36. PP. 1873–1889.
Planes A. Energy contributions in the martensitic transformation of shape memory alloys / A.Planes J.L. Macqueron J. Ortin // Philosophical Magazine Letters. 1988 V. 57. PP. 291–298.
Valiev R.Z. Nanostructured materials obtained by intense plastic deformation / R.Z. Valiev
I.V. Alexandrov. M.: Logos, 2000. 272 p.
Zheng Y.F. HREM studies of twin boundary structure in deformed martensite in the cold rolled TiNi shape memory alloy /
Y.F. Zheng L.C. Zhao H.Q. Ye // Materials Science and Engineering A. 2001. V. 297. PP. 185–196.
Churakova A.A., Gunderov D.V., Dmitriev S.V. Microstructure transformation and physical and mechanical properties of ultrafine-grained and nanocrystalline TiNi alloys in multiple martensitic transformations B2-B19’, Materialwissenschaft und Werkstofftechnik 2018, 49, 6, 769–778.
Научная статья
Анализ изменения микроструктуры и температур мартенситных превращений в сплаве TiNi с различной структурой
А.А.Чуракова1, 2, к.ф.-м.н., науч. сотр., ORCID: 0000-0001-9867-6997 / churakovaa_a@mail.ru
Э.И.Исхакова1, 2, лаборант-исследователь, ORCID: 0009-0001-0907-6146
Аннотация. В представленной статье проведены исследования влияния многократных мартенситных превращений В2-В19’ на структуру и температуры превращений в различных структурных состояниях сплава TiNi. Показано, что в крупнозернистом, ультрамелкозернистом и нанокристаллическом сплаве TiNi происходят последовательные изменения в микроструктуре и температурах фазовых переходов, при увеличении числа термоциклов до n=100 с быстрым нагревом и быстрым охлаждением до –196 °C. Температуры превращений в ультрамелкозернистом состоянии Ti49.15Ni50.85 более устойчивы к термоциклированию (ТЦ), чем в крупнозернистом состоянии. Обнаружено образование нанодвойников мартенсита в наноструктурном состоянии после многократных термоциклов.
Ключевые слова: мартенситные превращения, крупнозернистые, ультрамелкозернистые и нанокристаллические сплавы, термоциклы, нанодвойники
Для цитирования: А.А. Чуракова, Э.И. Исхакова. Анализ изменения микроструктуры и температур мартенситных превращений в сплаве TiNi с различной структурой. НАНОИНДУСТРИЯ. 2024. Т. 17. № 1. С. 56–70.
https://doi.org/10.22184/1993-8578.2024.17.1.56.70.
Received: 20.11.2023 | Accepted: 29.11.2023 | DOI: https://doi.org/10.22184/1993-8578.2024.17.1.56.70
Original paper
ANALYSIS OF CHANGES IN MICROSTRUCTURE AND TEMPERATURES OF MARTENSITIC TRANSFORMATIONS IN TiNi ALLOY WITH DIFFERENT STRUCTURES
A.A.Churakova1, 2, Cand. of Sci. (Physics and Mathematics), Researcher, ORCID: 0000-0001-9867-6997
E.I.Iskhakova1, 2, Research Assistant, ORCID: 0009-0001-0907-6146
Abstract. In the presented article studies were carried out of the influence of multiple martensitic transformations B2-B19’ on the structure and temperatures of transformations in different structural states of the TiNi alloy. It is shown that in coarse-grained, ultrafine-grained and nanocrystalline TiNi alloys, consistent changes occur in the microstructure and temperatures of phase transformations, with an increase in the number of thermal cycles to n=100 with rapid heating and rapid cooling to -196 °C. Transformation temperatures in the ultrafine-grained Ti49.15Ni50.85 state are more resistant to thermal cycling (TC) than in the coarse-grained state. The formation of martensite nanotwins in the nanostructural state after multiple thermal cycles was discovered.
Keywords: martensitic transformations, coarse-grained, ultrafine-grained and nanocrystalline alloys, thermal cycles, nanotwins
For citation: A.A. Churakova, E.I. Iskhakova. Analysis of changes in microstructure and temperatures of martensitic transformations in TiNi alloy with different structures. NANOINDUSTRY. 2024. V. 17. No. 1. PP. 56–70. https://doi.org/10.22184/1993-8578.2024.17.1.56.70.
ВВЕДЕНИЕ
Титан-никелевые сплавы (TiNi) являются функциональными материалами с эффектом памяти формы, вызванным мартенситными превращениями, которые происходят в диапазоне комнатных температур [1–4]. Эти сплавы широко используются в медицине и инженерии. Известно, что мартенситные превращения в процессе нагрева и охлаждения приводят к образованию дислокаций в кристаллической решетке. Понимание влияния многократных циклов термоциклирования на структуру и свойства сплавов TiNi имеет большое значение. Фазовое упрочнение, связанное с накоплением дислокаций во время мартенситных превращений, является важным фактором в этих сплавах, но неоднозначно в случае обратимого движения границ мартенсита. Использование термоциклирования (ТЦ) для увеличения предела текучести не является способом для сплавов TiNi, тогда как применение механического и термоциклирования позволяет повысить эффект памяти формы для особых приложений [8–10]. Формирование ультрамелкозернистой и нанокристаллической структуры (с размером зерна менее 1 мкм и менее 100 нм соответственно) методами интенсивной пластической деформации является эффективным способом повышения прочности и других физико-механических свойств сплавов TiNi [11–16]. Ультрамелкозернистые и нанокристаллические материалы обладают повышенной площадью межзеренных границ, что приводит к повышению предела текучести и прочности [11]. Значение предела текучести в сплавах TiNi определяет реактивное напряжение и ресурс сверхэластичности, которые являются важными характеристиками эффекта памяти формы. Влияние размера зерна аустенитной B2 фазы и, следовательно, границ зерен на процессы генерации дислокаций во время мартенситных превращений в ультрамелкозернистых и нанокристаллических сплавах TiNi до сих пор является предметом исследования. Повышенная плотность границ зерен может способствовать интенсификации дислокаций во время термоциклирования, так как вероятность генерации дислокаций на границе кристаллической решетки выше, чем в объеме кристаллической решетки. Таким образом, термоциклирование может более эффективно увеличивать предел текучести (σт) сплавов TiNi. Однако ультрамелкозернистые и нанокристаллические материалы характеризуются повышенным пределом текучести, что затрудняет генерацию дислокаций, вызванных внутренними напряжениями во время термоциклирования.
Исследование влияния ультрамелкозернистой структуры сплавов TiNi на фазовое упрочнение требует дополнительных исследований. Существует значительное количество работ, посвященных влиянию термоциклирования на структуру и свойства крупнозернистых (КЗ) сплавов TiNi [10,17–19]. Исследования влияния термоциклирования на ультрамелкозернистые и нанокристаллические сплавы были проведены в ограниченном объеме и в основном касались изменений температур мартенситных превращений и эффекта памяти формы во время термоциклирования [19–24]. В то же время, эволюция механических свойств и структуры была практически не исследована. В отличие от других материалов с мартенситными превращениями, превращения в TiNi происходят при комнатных температурах, поэтому термоциклирование не вызывает значительной релаксации ультрамелкозернистых и нанокристаллических структур. Это делает сплавы TiNi уникальными объектами для изучения влияния границ зерен на генерацию дислокаций во время мартенситных превращений. Важно исследовать влияние ультрамелкозернистой структуры сплавов TiNi на их структуру и свойства во время термоциклирования, а также роль границ зерен в генерации дислокаций в аустенитной B2 фазе во время мартенситных превращений, и возможность использования термоциклирования для повышения механических и функциональных свойств ультрамелкозернистых и нанокристаллических сплавов TiNi.
Одним из основных факторов, которые улучшают характеристики сплавов TiNi в процессе термоциклирования, является увеличение плотности дефектов, которые генерируют внутренние напряжения. Это изменение кинетики фазовых превращений и характеристических температур превращений в сплавах TiNi [5, 25, 26–35]. Превращение TiNi из B2 в B19’ характеризуется несовместимостью деформаций решетки [26], что приводит к возникновению локальных напряжений на границе фаз. Релаксация напряжений ведет к накоплению пластической деформации и необратимым изменениям кинетики мартенситных превращений в каждом термоцикле. Результаты предыдущих исследований показывают, что с увеличением числа термоциклов диапазон температур мартенситных превращений смещается к более низким значениям. Это изменение температуры связано с микропластическими деформациями, вызванными формированием больших полей напряжений пластинами мартенсита в процессе термоциклирования. Измерения с использованием просвечивающей электронной микроскопии подтверждают увеличение плотности дислокаций в образцах TiNi после термоциклирования. В некоторых случаях термоциклирование через диапазон мартенситных превращений приводит к изменениям в стадийности превращений. Превращение B2→B19’ в сплаве Ti50.0Ni50.0 при охлаждении после нескольких термоциклов становится многоступенчатым, включающим промежуточную R фазу. Результаты просвечивающей электронной микроскопии подтверждают образование промежуточной R фазы при многократных мартенситных превращениях. Изменения в стадиях превращений сплава TiNi подтверждаются результатами дифференциальной сканирующей калориметрии, показывающими, что с увеличением числа циклов прямое превращение из B2 в B19’ происходит как напрямую в мартенсит B19’, так и через промежуточную R фазу. Однако изучение сплавов, подвергнутых предварительной деформации и содержащих большое количество Ni, показывает, что термоциклирование не влияет на кинетику превращений и накопление дефектов. В таких сплавах превращение R сопровождается малым искажением решетки, и образование мартенсита происходит упруго.
Согласно исследованиям, термоциклирование также увеличивает предел прочности и коэффициент упрочнения сплавов TiNi. Температура начала мартенситного превращения смещается к более низким значениям с увеличением числа термоциклов, но в сплавах с высоким содержанием никеля значительных изменений температур не наблюдается. Характеристики фазового упрочнения изменяются монотонно с увеличением числа циклов и приближаются к насыщению на 20–30 циклах. В дальнейшем циклировании не только температура превращения, но и другие точки мартенсита остаются неизменными. Таким образом, с увеличением числа циклов наблюдается эффект стабилизации гистерезисной петли.
В работе [17–19] описано термоциклическая "тренировка" сплавов TiNi для улучшения эффекта памяти формы. Образование вариантов мартенсита происходит упруго в половине температурного диапазона полного превращения, а пластическая деформация происходит только в последней четверти этого диапазона. Наконец, анализ опубликованных результатов позволяет сделать вывод, что в процессе термоциклирования сплавов TiNi как в свободном состоянии, так и под нагрузкой, поля напряжений, созданные пластинами мартенсита, приводят к микропластической деформации, которая, в свою очередь, увеличивает плотность дислокаций. Локальные поля напряжений, образующиеся вокруг дефектов кристаллической структуры, влияют на характеристические температуры и кинетику мартенситных превращений, а также на деформационные эффекты и механические свойства сплавов TiNi. Накопление необратимой деформации происходит в процессе термоциклирования под нагрузкой. Однако остается нерешенным, как накапливается фазовое упрочнение или, другими словами, пластическая деформация. Этот вопрос значим для понимания процессов накопления деформации в различных сплавах, как во время прямых, так и обратных превращений. Например, авторы эксперимента, проведенного в работе [47], предлагают, что пластическая деформация накапливается во время обратного перехода, основываясь на исследовании сплава Ti50Ni42Cu8 при нагрузке 100 МПа. Лью и МакКормик [48] утверждают, что накопление дефектов возможно как во время прямых, так и во время обратных мартенситных превращений, и это зависит от различных факторов, таких как термическая обработка, внешняя нагрузка и тип превращения. В [49] отмечается, что процесс накопления пластической деформации может отличаться для разных сплавов, в зависимости от их предварительной термомеханической обработки и характера мартенситных превращений. Одновременно, согласно [38, 49–50], накопление деформации происходит преимущественно во время прямого перехода. Процесс увеличения плотности дислокаций во время прямого перехода B2→B19’ в результате термоциклирования предложен авторами [49]. При исследовании сплава Ti49.6Ni50.4 с использованием метода просвечивающей электронной микроскопии in situ, проведенного в диапазоне температур мартенситного превращения, обнаружено, что при охлаждении аустенита происходит рост мартенситных пластин, а при последующем нагреве пластины исчезают, но петли дислокаций остаются. Этот механизм объясняет образование сложных петель дислокаций и дислокационных сеток [51–52]. С увеличением числа циклов плотность дислокаций растет, делая движение мартенситных пластин более сложным и требующим больших напряжений. Это приводит к снижению температуры начала прямого мартенситного превращения [38]. Таким образом, можно сделать вывод, что рост мартенситных пластин и высокие локальные внутренние напряжения являются причинами увеличения плотности дислокаций во время прямого мартенситного превращения при термоциклировании. Это, в свою очередь, оказывает влияние на механические и термодинамические характеристики сплавов. Однако большинство исследований проводились на крупнозернистых сплавах TiNi. Ответ на вопрос о том, как измельчение структуры до ультрамелкозернистых и нанокристаллических состояний влияет на процесс термоциклирования, требует дальнейших исследований, чему и посвящена данная работа.
МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
Исследование проводилось на сплаве Ti49.15Ni50.85 с повышенным содержанием никеля, который при комнатной температуре находится в аустенитном состоянии с ОЦК решеткой типа CsCl и в котором при нагреве до 500 °C происходят процессы старения, которые увеличивают температуру мартенситных превращений. Для создания ультрамелкозернистой структуры, образцы TiNi диаметром 20 мм и длиной 100 мм были подвергнуты восьми циклам равноканального углового прессования (РКУП) с использованием пресса углом пересечения каналов 120° при температуре 450 °C.
Образцы подвергались интенсивной пластической деформации кручением (ИПДК) в наковальнях с "канавкой" глубиной 0,6 мм и диаметром 20 мм под давлением P=6 ГПа, после чего было произведен отжиг при 350 °C для создания нанокристаллической структуры. Для проведения термоциклирования образцы в различных состояниях погружались в жидкий азот (-196 °C) и затем нагревались до 150 °C с использованием лабораторной плитки. Количество термоциклов варьировалось от 0 до 100, а время выдержки для нагрева и охлаждения составляло 5 минут. Микроструктура сплавов анализировалась с помощью оптического микроскопа OLYMPUS GX51 для исходного крупнозернистого состояния и с использованием просвечивающей электронной микроскопии (ПЭM) на микроскопе JEOL 2100 для всех исследуемых состояний. Изменение параметров (температуры, последовательности) мартенситных превращений исследовали методом дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) на дифференциальном сканирующем калориметре высокой чувствительности Netzsch DSC 204 F1 Phoenix на образцах массой до 50 мг (диаметром 3,5 мм, толщиной 0,5–0,7 мм), изменение теплового потока исследовали при охлаждении и нагреве в интервале температур от –196 до 150°С со скоростью 20°С/мин. Температуры начала (Мн и Ан) и окончания (Мк и Ак) прямого и обратного превращения, энергию переходов определяли по стандартным методикам, используя ПО Netzsch Proteus. Температуры превращений определяли методом касательных (стандарт ASTM 2004 – 05), энергию – как площадь под калориметрическим пиком ДСК.
Для расчета изменения энтропии и энтальпии фазовых превращений использовались формулы, представленные в работах [53]. Если в материале присутствуют дефекты кристаллической решетки, границы зерен, вторичные частицы, то уравнение термодинамического баланса энергий можно записать в виде:
Упругая энергия, обусловленная наличием дефектов в структуре:
(1)
Для определения скачка энтропии мартенситного превращения используются два основных подхода: по формулам [54] и через уравнение типа Клаузиуса – Клапейрона [55]. Вместе с тем скачок энтропии может быть вычислен из выражения, связывающего тепло, выделившееся при прямом переходе, и термодинамические параметры, определяющие это превращение. Учитывая, что сплав находится в "нулевом состоянии", энергией можно пренебречь, T0 = (Ms + Af)/2, получим:
(2)
Из выражения (2) скачок энтропии при мартенситном превращении может быть определен как отношение величины тепла, выделившегося при прямом мартенситном переходе, к температуре окончания прямого мартенситного перехода:
(3)
РЕЗУЛЬТАТЫ
Исследование структуры сплава Ti49,15Ni50,85 в различных состояниях при многократных мартенситных превращениях КЗ. В исходном КЗ состоянии после закалки сплав Ti49,15Ni50,85 при комнатной температуре имеет преимущественно равноосную структуру B2-аустенита с размером зерна около 20±5 мкм (рис.1, а). Структура сплава однофазная, при этом внутри и на границах зерен были обнаружены глобулярные включения размером 0,5–1 мкм, доля которых может занимать до 5%. С помощью ОМ не удается прецизионно оценить изменения в структуре после многократных теплосмен (рис.1, b). Поверхностный рельеф в результате воздействия многократных фазовых превращений остается неизменным, но для исследования изменений тонкой структуры необходима аттестация с помощью ПЭМ.
По полученным данным ПЭМ в КЗ состоянии без термоциклирования в микроструктуре сплава наблюдаются границы зерен и тройные стыки зерен, свободные от дислокаций (рис.2, a-c). Вид толщинных контуров экстинкции (h=65 × 101 × 139 нм) характерен для материалов в отожженном состоянии [56] и подтверждает невысокую плотность дислокаций и внутренних напряжений. Картина микродифракции соответствует структуре B2-аустенита. В сплаве присутствует незначительная доля оксидных частиц Ti4Ni2Ox размером 0,9–1,2 мкм, вид которых типичен для сплавов данного химического состава (рис.2d).
Термоциклирование сплава в интервале фазовых превращений B2→B19’ с количеством циклов n=20 приводит к тому, что в структуре отчетливо наблюдаются как отдельные дислокации, так и образуемые ими скопления (рис.3а, b). Дислокационные структуры расположены как вдоль границ зерен и тройных стыков, так и в теле зерна.
На электроннограмме наблюдается небольшое размытие рефлексов от B2-фазы (рис.3b).
Увеличение количества теплосмен до n=50 сопровождается накоплением дислокаций в структуре и образованием более сложных дислокационных конфигураций (рис.4, а-d). При этом отмечается уширение толщинных контуров экстинкции, что также связано с повышением уровня внутренних напряжений и искажений кристаллической решетки (рис.4d).
Термоциклирование с максимальным количеством теплосмен (n=100) сохраняет дислокационную структуру в виде скоплений и неупорядоченных стенок и клубков дислокаций (рис.5). На рис.5b представлен участок фольги с границей зерна, уширения толщинных контуров экстинкции которой достигают 600±20 нм. Такие значения уширений могут свидетельствовать о высоком уровне внутренних напряжений и искажений кристаллической решетки, вызванных высокой плотностью дефектов, накопленных в процессе многократных мартенситных превращений.
РКУП. РКУП приводит к трансформации исходной КЗ структуры в зеренно-субзеренную УМЗ структуру с повышенной плотностью дислокаций (рис.6). Средний размер структурных элементов составляет 300±20 нм. На рис.6d показано увеличенное изображение отдельного зерна, в котором четко видны дислокации, накопленные при деформировании. Электронограмма имеет вид концентрических колец с распределенными по ним точечными рефлексами от отдельных плоскостей. Такой вид микродифракции подтверждает наличие зерен с большеугловыми разориентировками.
Последующее термоциклирование с n=20 сохраняет структуру практически неизменной, включающей в себя зеренно/субзеренные структурные элементы со средним размером ~ 292±20 нм (рис.7). Вместе с тем встречаются отдельные зерна с равновесными большеугловыми границами, в которых дислокации не наблюдаются. Вид электроннограммы практически не отличается от предыдущего состояния (рис.7a).
С увеличением количества термоциклов в бо'льшем объеме материала происходит увеличение плотности дислокаций и образование в зернах (средний размер зерна d ~ 265±13 нм) сложных дислокационных структур – различных скоплений и клубков (рис.8). В то же время наблюдения с большими увеличениями позволяют обнаружить зерна, свободные от дислокаций с четкими границами (рис.8c). После максимального количества теплосмен в структуре наблюдаются зерна как с равновесными границами, так и с неравновесными – с высокой плотностью дислокаций и внутренними напряжениями (рис.9). Возможным объяснением данного факта является то, что в отдельных областях происходит релаксация структуры, сопровождающаяся аннигиляцией дислокаций или их перераспределением в дислокационные стенки, а также тем, что интенсивность генерации дислокаций на границе зерен зависит от разориентировки соседних зерен. Средний размер структурных элементов составляет 239±15 нм. Данное состояние характеризуется наличием размытых в азимутальном направлении рефлексов, что также свидетельствует о высоком уровне упругих микронапряжений и малоугловых разориентировках, присутствующих в структуре.
Экспериментально наблюдаемое уменьшение размера структурных составляющих вероятно связано с образованием дислокационных стенок и малоугловых границ зерен (МУГ) в зеренно/субзеренной структуре, которые фиксируются в электронном микроскопе.
ИПДК. В результате воздействия ИПДК (n=2,5) при комнатной температуре в сплаве Ti49,15Ni50,85 формируется аморфно-нанокристаллическая структура (рис.10) с преобладанием аморфной фазы (объемная доля кристаллической фазы ~8±2%).
В структуре можно обнаружить, что полосовые области с повышенной долей кристаллической составляющей (НК) чередуются с областями аморфной фазы (А). Вероятно, такое структурное разделение связано с локализацией деформации в полосах сдвига.
Из картины микродифракции видно, что интенсивное гало от аморфной фазы накладывается на слабые, однородно распределенные по кольцу отражения от плоскостей типа {110}В2.
Термоциклирование аморфно-кристаллического состояния не приводит к изменениям в структуре. Доля аморфной составляющей также больше 90% (рис.11).
Для формирования полностью кристаллической структуры был проведен отжиг при температуре 350 °C в течение часа. В результате образованная структура имеет нанокристаллический характер со средним размером зерен B2-фазы 41±2 нм (рис.12, a-c). Важно отметить, что после отжига при температуре 350 °С диффузное гало на электронограммах практически не визуализируется, следовательно, кристаллизация аморфной фазы завершилась, электронограмма имеет вид колец с распределенными точечными рефлексами.
Многократное термоциклирование в интервале температур фазовых превращений сохраняет НК характер тонкой структуры со средним размером зерен 35 ± 2 нм (рис.13, а-b). При этом в нанометровых зернах наблюдается сложный контраст, который можно интерпретировать как сформированные при термоциклировании дефекты упаковки или составные нанодвойники [57] (рис.13, c–d). Электронограмма имеет схожий характер, что и в НК состоянии.
В табл.1 представлены результаты ПЭМ анализа структурных элементов сплава TiNi.
Влияние термоциклирования на термодинамические параметры сплава Ti49,15Ni50,85 в различных исходных состояниях
Калориметрические исследования проводили на образцах сплава Ti49,15Ni50,85 в различных структурных состояниях в диапазоне температур от -120 °C до 100 °C, т. е. несколько ниже и выше интервала температур фазового превращения. Термодинамические расчеты на основе результатов дифференциальной сканирующей калориметрии были произведены по формулам 1–3. Полученные результаты сведены в табл.2.
На кривых ДСК в КЗ состоянии наблюдаются пики, соответствующие прямому и обратному мартенситному превращению. В результате ТЦ с увеличением количества термоциклов от 0 до 100 происходит смещение температур мартенситных превращений (Мн, Мк, Ан, Ак) в область более высоких температур. Наиболее значительное изменение наблюдается для температур обратного мартенситного превращения, при n=100 циклах температуры становятся положительными. Кроме этого, начиная с 50 циклов на кривых идентифицируются пики от промежуточной R-фазы, образующейся при мартенситном превращении B19’→B2. Однако для 50 циклов сложно определить температуры R-перехода, т.к. происходит частичное наложение интервалов B19’→B2 и R→B2 при нагреве.
Для состояний с n=80 и n=100 циклами можно четко определить температуры R-превращения, поскольку в этом случае на кривых наблюдаются два отдельных эндотермических пика (B19’→R и R→B2). При увеличении числа теплосмен до n=80 температуры превращения B2→B19’ практически не меняются, с ростом n от 80 до 100 происходит повышение на 13°С (с -106 °С до -93 °С). Температуры обратного превращения при аналогичном количестве циклов также возрастают. В то же время температуры превращения R→B2 остаются относительно стабильными при увеличении количества циклов. Для УМЗ состояния методом ДСК регистрируются только превращения B19’→B2 и B2→B19’. Характеристические температуры переходов немонотонно меняются в зависимости от количества циклов, однако при максимальном количестве теплосмен (n=100) их значения становятся близки значениям до термоциклирования.
В состоянии после ИПДК на кривых калориметрии пиков не наблюдается, что согласуется со структурными данными и аморфным характером материала. Сформированная с помощью отжига НК структура претерпевает мартенситное превращение, на кривых ДСК при нагреве регистрируется один эндотермический пик, соответствующий, вероятно, накладывающимся друг на друга пикам от B19’→R и R→B2 превращений. После термоциклирования с максимальным количеством теплосмен все характеристические температуры смещаются в область более низких температур, пиковые температуры также понижаются. На основании этого можно сделать вывод, что в НК состоянии, аналогично крупнозернистому материалу, происходит некоторое накопление дефектов. Таким образом, температуры мартенситных превращений в КЗ сплаве Ti49,15Ni50,85 с увеличением числа циклов в целом имеют тенденцию к росту (рис.14a). Для ультрамелкозернистого состояния характерно сначала повышение температур прямого превращения с последующим возвратом к температурам до термоциклирования (рис.14c). Но, в целом, в сплаве Ti49,15Ni50,85 амплитуда изменений температур при ТЦ несколько меньше (~15 °С), чем в сплаве Ti50,0Ni50,0, наблюдаемое в работе [58], в котором данный параметр Mн КЗ сплава достигает 24 °С.
Используя уравнения были определены основные энергетические характеристики сплава в КЗ, УМЗ и НК состояниях, а именно, ΔSA→M, ΔEelA→M, ΔEeld, ΔHA→M, полученные результаты представлены в табл.2, погрешность в определении теплоты – ± 0,5 Дж/г.
ОБСУЖДЕНИЕ
При исследовании влияния многократных фазовых превращений на структурные и термодинамические характеристики, а также на механические и функциональные свойства было установлено, что под воздействием многократных теплосмен в структуре сплава Ti49,15Ni50,85 происходит увеличение плотности дислокаций, сопровождаемое ростом внутренних напряжений и в КЗ, и в УМЗ состояниях. Для УМЗ и НК состояний характерно незначительное уменьшение размеров структурных элементов: зерен / субзерен, ширины пластин. В результате термоциклирования температуры мартенситных превращений и пиковые температуры повышаются, энергии прямого и обратного мартенситных превращений возрастают.
Анализ представленных результатов говорит о том, что в результате термоциклирования с максимальным количеством циклов по сравнению с исходным состоянием наблюдается рост энергии прямого превращения и в КЗ, и в УМЗ сплаве с одновременным падением энергии обратного, что также влияет на изменение энтропии. Упругая энергия, накопленная при прямом превращении и связанная с образованием мартенсита, при термоциклировании сплава в КЗ состоянии выше, чем в УМЗ (рост практически в 2 раза больше). Построенные зависимости энергий прямого и обратного превращений имеют вид, аналогичный кривым характеристических температур (рис.15). Характер кривых близок к линейному. Для НК состояния методом ДСК удалось зафиксировать только температуры пика, соответствующего мартенситным превращениям B19’→R и R→B2. И отметим, что энергия превращения уменьшается при максимальном количестве циклов.
ВЫВОДЫ
В результате термоциклирования в сплаве Ti49,15Ni50,85 также происходит увеличение плотности дислокаций, сопровождаемое ростом внутренних напряжений и в КЗ, и в УМЗ состояниях, незначительное уменьшение размера структурных составляющих, что связано с формированием дислокационных стенок и субграниц. В КЗ состоянии температуры мартенситных превращений повышаются при формировании B19’-мартенсита в результате многократных теплосмен, зависимости энергий превращения от количества циклов аналогичны. В УМЗ состоянии с ростом числа термоциклов до n=80 температуры прямого превращения возрастают, при максимальном количестве теплосмен наблюдается снижение температур. Кроме того, в КЗ состоянии были обнаружены пики, соответствующие R-превращению, что наблюдалось ранее другими исследователями. Однако в УМЗ состоянии его зафиксировать не удалось.
БлагодарностИ
Исследование выполнено за счет гранта в области науки из бюджета Республики Башкортостан для государственной поддержки молодых ученых (НОЦ-ГМУ-2022, Соглашение №1 от 07.09.2023 (12.12.2022)).
ИНФОРМАЦИЯ О РЕЦЕНЗИРОВАНИИ
Редакция благодарит анонимного рецензента (рецензентов) за их вклад в рецензирование этой работы, а также за размещение статей на сайте журнала и передачу их в электронном виде в НЭБ eLIBRARY.RU.
Декларация о конфликте интересов. Авторы заявляют об отсутствии конфликтов интересов или личных отношений, которые могли бы повлиять на работу, представленную в данной статье.
ЛИТЕРАТУРА / REFERENCES
Khachin V.N., Pushin V.G., Kondratiev V.V. Titanium nickelide: structure and properties /
M.: Nauka, 1992. 161 p.
Brailovski V. Shape memory alloys: fundamentals, modeling, applications / V. Brailovski
S. Prokoshkin P. Terriaultet F. Trochu. Montreal: Ecolede technology esuperieure (ETS) Publ., 2003. 851 p.
Shape Memory Materials / Ed. by K. Otsuka and C.M. Wayman. Cambridge: Cambridge University Press, 1999. 284 p.
Gunther V.E. Medical materials and implants with shape memory / V.E. Gunter G.Z. Dambaev
P.G. Sysolyatin et al. Tomsk: TSU, 1998. 487 p.
Miyazaki S. Effect of thermal cycling on the transformation temperatures of Ti-Ni alloys / S. Miyazaki Y. Igo K. Otsuka // Acta metallurgica. 1986 V. 34. No.10. PP. 2045–2051.
Erofeev V. Ya. Phase hardening during the martensitic transformation of titanium nickelide / V. Ya. Erofeev L.A. Monasevich V.A. Pavskaya, Yu. I. Pascal // FMM. 1982. T.53, No. 5. PP. 963–965.
Mironov Yu.P. Evolution of the crystal structure during phase hardening of titanium nickelide / Yu.P. Mironov P.G. Erokhin S.N. Kulkov // News of universities. Physics. 1997. No. 2. PP. 100–104.
Furuya Y. Thermal cyclic deformation and degradation of shape memory effect in Ti-Ni alloy /
Y. Furuya Y.C. Park // Nondestructive Testing and Evaluation. 1992 V. 8.9, № 1–6. PP. 541–554.
Lin G.M. Thermal cycling effects in Cu-Zn-Al shape memory alloy by positron lifetime measurements / G.M. Lin J.K.L. Lai C.Y. Chung // Scripta Metallurgica et Materialia. 1995 V. 32. No.11. PP. 1865–1869.
Liang X. Thermal cycling stability and two-way shape memory effect of Ni–Cu–Ti–Hf alloys /
X. Liang Y. Chen H. Shen Z. Zhang // Solid State Communications. 2001 V. 119. PP. 381–385.
Valiev R.Z. Bulk nanostructured metal materials: preparation, structure and properties / R.Z. Valiev I.V. Alexandrov. M.: Akademkniga, 2007. 398 p.
Valiev R.Z. Bulk nanostructured materials from severe plastic deformation / R.Z. Valiev
R.K. Islamgaliev I.V. Alexandrov // Progress in Material Science. 2000 V. 45. PP. 103–189.
Tatyanin E.V. Preparation of amorphous TiNi alloy during shear deformation under pressure /
E.V. Tatyanin V.G. Kurdyumov V.B. Fedorov // FMM. 1986. T.62, No. 1. pp. 133–137.
Valiev R.Z. Metastable nanostructured SPD TiNi alloys with unique properties /
R.Z. Valiev D.V. Gunderov V.G. Pushin // Journal Metastable and nanostructured materials. 2005 V. 24–25. PP. 7–12.
Prokoshkin S.D. Evolution of structure during severe plastic deformation of shape memory alloys based on TiNi / S.D. Prokoshkin
I.Yu. Khmelevskaya S.V. Dobatkin I.B. Trubitsyna E.V. Tatyanin V.V. Stolyarov E.A. Prokofiev // FMM. 2004. T.97, No. 6. PP. 84–90.
Valiev R.Z. Mechanical behavior of nanocrystalline TiNi alloy produced by SPD / R.Z. Valiev D.V. Gunderov A.V. Lukyanov
V.G. Pushin // Journal of Materials Science. 2012 V. 47. No. 22. PP. 7848–7853.
Belyaev S. Peculiarities of residual strain accumulation during thermal cycling of TiNi alloy /
S. Belyaev N. Resnina A. Sibirev // Journal of Alloys and Compounds.2012 V. 542. PP. 37–42.
Belyaev S. Deformation of Ti-51.5at.%Ni alloy during thermal cycling under different thermal-mechanical conditions / S. Belyaev
N.Resnina R.Zhuravlev // Journal of Alloys and Compounds. 2013 V. 577. S.1. P. S232–S236.
Belyaev S. Stability of mechanical behavior and work performance in TiNi-based alloys during thermal cycling / S. Belyaev N. Resnina // International Journal of Materials Research. 2013 V. 104. No.1. PP. 11–17.
Urbina C. Effect of thermal cycling on the thermomechanical behaviour of NiTi shape memory alloys / C. Urbina S.De la Flor F. Ferrando // Materials Science and Engineering: A. 2009 V. 501. PP. 197–206.
Tsoi K. Part I. Thermomechanical characteristics of shape memory alloys / K. Tsoi J. Schrooten R. Stalmans // Materials Science and Engineering: A. 2004 V. 368. No.1–2. PP. 286–298.
Morin M. Influence of thermal cycling on the reversible martensitic transformation in a Cu-Al-Ni shape memory alloy / M. Morin
F. Trivero // Materials Science and Engineering: A. 1995 V. 196. No.1–2. PP. 177–181.
He X. Transformation behaviour with thermal cycling in Ti50Ni43Cu7 shape memory alloy /
X. He L. Zhao X. Wang R. Zhang M. Li // Materials Science and Engineering: A. 2006 V. 427. No.1–2. PP. 327–330.
Filip P. Influence of cycling on the reversible martensitic transformation and shape memory phenomena in TiNi alloys / P. Filip
K. Mazanec // Scripta Metallurgica et Materialia. 1994 V. 30. No.1. PP. 67–72.
Otsuka K. Martensitic transformations in nonferrous shape memory alloys / K. Otsuka
X. Ren // Materials Science and Engineering: A. 1999 V. 273.275. PP. 89–105.
McCormick P.G. Thermodynamic analysis of the martensitic transformation in NiTi II. Effect of transformation cycling / P.G. McCormick
Y. Liu // Acta Metallurgica et Materialia. 1994 V. 42. No.7. PP. 2407–2413.
Besseghini S. Ni-Ti-Hf shape memory alloy: effect of aging and thermal cycling /
S. Besseghini E. Villa A. Tuissi // Materials Science and Engineering: A. 1999 V. 275. PP. 390–394.
Kwarciak J. Effect of thermal cycling and Ti2Ni precipitation on the stability of the Ni-Ti alloys /
J. Kwarciak Z. Lekston H. Morawirec // Journal of Materials Science. 1987 V. 7. PP. 2341–2345.
Nishida M. Phase transformations in a Ti50Ni47.5Fe2.5 shape memory alloy /
M. Nishida C.M. Wayman T. Honma // Metallography. 1986 V. 19. № 1. PP. 99–113.
Shimizu K. Effect of ageing and thermal cycling on shape memory alloys / K. Shimizu // Journal of Electron Microscopy. 1985 V. 34. PP. 277–278.
Hwang C.M. Phase transformations in TiNiFe, TiNiAl and TiNi alloys / C.M. Hwang
C.M. Wayman // Scripta Metallurgica. 1983 V. 17. № 11. PP. 1345–1350.
Van Humbeeck J. Cycling effects. Fatigue and degradation of shape memory alloys / J. Van Humbeeck // Journal de Physique IV. 1991 V. 1. PP. C4–C199.
Liu Y. Factors influencing the development of two-way shape memory in NiTi / Y. Liu
P.G. McCormick // Acta Metallurgica et Materialia. 1990 V. 38. No.7.– PP. 1321–1326.
Jean R. The thermal cycling effect on Ti-Ni-Cu shape memory alloy / R. Jean J. Duh // Scripta Metallurgica et Materialia. 1995 V. 32. № 6. PP. 885–890.
Amengual A. An experimental study of the partial transformation cycling of shape-memory alloys / A. Amengual A. Likhachev E. Cesari // Scripta Materialia. 1996 V. 34. № 10. PP. 1549–1554.
Wagner M.F. Effect of low-temperature precipitation on the transformation characteristics of Ni-rich NiTi shape memory alloys during thermal cycling / M.F.-X. Wagner S.R. Dey
H. Gugel J. Frenzel, Ch. Somsen G. Eggeler // Intermetallics. 2010 V. 8. No.6. PP. 1172–1179.
Tang W. Analysis of the influence of cycling on TiNi shape memory alloy properties /
W. Tang R. Sandström // Materials & Design. 1993 V. 14. No.2. PP. 103–113.
Pelton A.R. Effects of thermal cycling on microstructure and properties in Nitinol / A.R. Pelton G.H. Huang P. Moinec R. Sinclaird // Materials Science and Engineering: A. 2012 V. 532. PP. 130–138.
Wayman C.M. Transformation behavior and the shape memory in thermally cycled TiNi /
C.M. Wayman I. Cornelis K. Shimizu // Scripta Metallurgica. 1972 V. 6. No.2. PP. 115–122.
Wasilewski R.J. On the martensitic transformation in TiNi / R.J. Wasilewski S.R. Butler J.E. Hanlon // Metal Science. 1967 V. 1. № 1. PP. 104–110.
Resnina N. Multi-stage martensitic transformations induced by repeated thermal cycling of equiatomic TiNi alloy / N. Resnina S. Belyaev // Journal of Alloys and Compounds. 2009 V. 486. No.1–2. PP. 304–308.
Sibirev A. Unusual multistage martensitic transformation in TiNi shape memory alloy after thermal cycling / A. Sibirev S. Belyaev
N. Resnina // Materials Science Forum. 2013 V. 738.739. PP. 372–376.
Morgan N.B. A review of shape memory stability in NiTi alloys / N.B. Morgan C.M. Friend // Journal de Physique IV. 2001 V. 11. PP. 325–332.
Tadaki T. Thermal cycling effects in an aged Ni-rich Ti-Ni shape memory alloy / T. Tadaki Y. Nakata K. Shimizu // Transactions of the Japan Institute of Metals. 1987 V. 28. No.11. PP. 883–890.
Uchil J. Effect of thermal cycling on R-phase stability in a NiTi shape memory alloy /
J. Uchil K. Ganesh Kumara K.K. Mahesh // Materials Science and Engineering: A. 2002 V. 332. No.1–2. PP. 25–28.
Ibarra A. Evolution of microstructure and thermomechanical properties during superelastic compression cycling in Cu–Al–Ni single crystals /
A. Ibarra J. San Juan E.H. Bocanegra M.L. No // Acta Materialia. 2007 V. 55. No.14. PP. 4789–4798.
Otsuka K. Martensitic transformations in nonferrous shape memory alloys / K. Otsuka
X. Ren // Materials Science and Engineering: A. 1999 V. 273.275. PP. 89–105.
Liu Y. Influence of heat treatment on the mechanical behaviour of a NiTi alloy / Y. Liu
P. McCormick // ISIJ International. 1989 V. 29. No.5. PP. 417–422.
Simon T. On the multiplication of dislocations during martensitic transformations in NiTi shape memory alloys / T. Simon A. Kroger
C. Somsen A. Dlouhy G. Eggeler // Acta Materialia. 2010 V. 58. No.5. PP. 1850–1860.
Wasilewski R. Martensitic transformation and fatigue strength in TiNi / R. Wasilewski // Scripta Metallurgica. 1971 V. 5. No.3. PP. 207–211.
Wang X. Improved functional stability of a coarse-grained Ti-50.8 at.% Ni shape memory alloy achieved by precipitation on dislocation networks. Scripta Materialia. 163, (2019).
Li H.F. Nanocrystalline Ti49.2Ni50.8 shape memory alloy as orthopaedic implant material with better performance. Journal of Materials Science & Technology. 35, 10, (2019).
Resnina N. Entropy change in the B2→B19’ martensitic transformation in TiNi alloy / N. Resnina S. Belyaev // Thermochimica Acta. 2015 V. 602. PP. 30–35.
Ortin J. Thermodynamic analysis of thermal measurements in thermoelastic martensitic transformations / J. Ortin A. Planes // Acta Metallurgica. 1988 V. 36. PP. 1873–1889.
Planes A. Energy contributions in the martensitic transformation of shape memory alloys / A.Planes J.L. Macqueron J. Ortin // Philosophical Magazine Letters. 1988 V. 57. PP. 291–298.
Valiev R.Z. Nanostructured materials obtained by intense plastic deformation / R.Z. Valiev
I.V. Alexandrov. M.: Logos, 2000. 272 p.
Zheng Y.F. HREM studies of twin boundary structure in deformed martensite in the cold rolled TiNi shape memory alloy /
Y.F. Zheng L.C. Zhao H.Q. Ye // Materials Science and Engineering A. 2001. V. 297. PP. 185–196.
Churakova A.A., Gunderov D.V., Dmitriev S.V. Microstructure transformation and physical and mechanical properties of ultrafine-grained and nanocrystalline TiNi alloys in multiple martensitic transformations B2-B19’, Materialwissenschaft und Werkstofftechnik 2018, 49, 6, 769–778.
Отзывы читателей
