固溶溫度對(duì)Ti-10Mo-6Zr-4Sn-3Nb合金力學(xué)性能及顯微組織的影響

文章編號(hào)：2096-2983（2025）03-0063-07

關(guān)鍵詞：Ti-10Mo-6Zr-4Sn-3Nb合金；固溶；α\"馬氏體相；大角度晶界中圖分類號(hào)：TG166.5 文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A

Abstract： A novel type of metastable β -Ti alloy， Ti-10Mo-6Zr-4Sn-3Nb，has been developed， which could be used as orthodontic brackets and guide wires. The efects of solution temperature （790-830^°C） （2 on mechanical properties and microstructural organization of the alloy were investigated. The results show that after solid-solution，the grain size of the alloy increases compared to that of the one before solid-solution. A trace amount of a^′′ martensite phase exits in the alloy，which has little effect on the mechanical properties. The solid-solution strengthening efect and the presence of large angle grain boundaries efectively hinder the movement of dislocations， thereby improving the strength of the alloy. After solid-solution at 820^°C ， the alloy exhibits the optimal mechanical properties， the yield strength is up to 1020MPa ， and the elongation after fracture is 19.7%

Keywords： Ti-10Mo-6Zr-4Sn-3Nb alloy; solid-solution; aⁿ martensite phase; high angle grain boundary

鈦及鈦合金因其卓越的力學(xué)性能和優(yōu)異的生物相容性，被廣泛應(yīng)用于醫(yī)療器械領(lǐng)域。例如，商用純鈦，主要由α相組成，被廣泛用于植入體材料中[1-2]。根據(jù)退火狀態(tài)與相組成，鈦合金可分為 a 型、 β 型及（a+β） 型。Ti-6Al-4V合金是典型的 （a+β） 型鈦合金，具有低密度、高耐腐蝕性、優(yōu)異的抗疲勞性、良好的生物相容性，以及無(wú)磁性等特點(diǎn)，因而成為骨科和牙科植入物領(lǐng)域最為廣泛應(yīng)用的材料之一[3-4]。然而，Ti-6Al-4V合金的彈性模量明顯高于人體骨骼的，會(huì)導(dǎo)致應(yīng)力屏蔽效應(yīng)；此外，Ti-6Al-4V合金中含有潛在的人體有害元素（如Al和V）[。過(guò)去，研究者致力于開(kāi)發(fā)具有較低彈性模量的新型亞穩(wěn)態(tài)β 型鈦合金，有效解決了 β 型醫(yī)用鈦合金的應(yīng)力屏蔽效應(yīng)問(wèn)題。同時(shí)，研究[表明， Zr，M°，Sn 與Nb等元素不僅無(wú)毒而且生物相容性良好，將這些元素添加到 β 型醫(yī)用鈦合金中，能顯著增強(qiáng) β 相的穩(wěn)定性。 Ti-24Nb-4Zr-8Sn^[7-8]. 、Ti-35Nb-2Ta-3Zr[9-10]、Ti-13Nb-13Zr^[11] 號(hào) Ti-35Nb-5Ta-7Zr^[12] 等合金，以及本文研究的 Ti?10Mo-6Zr-4Sn-3Nb 合金（記為T(mén)i-B12合金），均為這一類新型 β 型醫(yī)用鈦合金的代表。

Ti-B12合金是一種新型亞穩(wěn)態(tài) β 型鈦合金，專為生物醫(yī)學(xué)應(yīng)用而設(shè)計(jì)，廣泛應(yīng)用于牙科領(lǐng)域，如正畸支架和導(dǎo)管引導(dǎo)線等。與 a 型和 （a+β） 型鈦合金相比，Ti-B12合金展現(xiàn)出優(yōu)異的綜合力學(xué)性能，尤其在室溫下能夠保持 β 相結(jié)構(gòu)，這賦予了其卓越的加工成形性和韌性。此外，Ti-B12合金可通過(guò)后續(xù)的熱處理優(yōu)化其晶粒組織結(jié)構(gòu)，從而顯著提升其力學(xué)、抗腐蝕、抗磨損及抗疲勞等性能[13]。

亞穩(wěn)態(tài) β 型鈦合金的相變與變形機(jī)制可通過(guò)不同的熱處理方法進(jìn)行精確控制，包括固溶和時(shí)效處理。然而，在熱處理過(guò)程中，亞穩(wěn)態(tài) β 型鈦合金對(duì)加熱溫度、保溫時(shí)間、冷卻方式及加熱速率等工藝參數(shù)非常敏感[14-15]。例如，鈦合金中的等軸或板條狀α強(qiáng)化相在室溫下的力學(xué)性能存在顯著差異[1]。已有學(xué)者對(duì)典型亞穩(wěn)態(tài) β 型鈦合金在固溶和時(shí)效處理過(guò)程中形成的不同形貌特征的 a 強(qiáng)化相進(jìn)行了深人研究[17-18]。 Du 等[14]研究了Ti-B12合金在400～550^°C 時(shí)效處理后的顯微組織和力學(xué)性能。研究發(fā)現(xiàn)，時(shí)效處理會(huì)誘導(dǎo) a 相和 ω 相析出，使TiB12合金的顯微組織從單一的 β 相轉(zhuǎn)變?yōu)?（a+∞+β） 相。在靜態(tài)條件下，Ti-B12合金表現(xiàn)出優(yōu)異的生物力學(xué)相容性。經(jīng)疲勞測(cè)試后，Ti-B12合金仍保持較高的疲勞強(qiáng)度及可恢復(fù)應(yīng)變，這使其在長(zhǎng)期承受動(dòng)態(tài)載荷下能夠保持優(yōu)異的生物力學(xué)相容性，滿足對(duì)植入材料長(zhǎng)期可靠性的需求。近年來(lái)針對(duì)新型亞穩(wěn)態(tài) β 型鈦合金的研究，主要集中于固溶后的時(shí)效處理，以促進(jìn) a 強(qiáng)化相的析出為研究目標(biāo)，而對(duì)β相區(qū)固溶過(guò)程的研究仍缺乏系統(tǒng)性。針對(duì)這一問(wèn)題，本文重點(diǎn)研究了亞穩(wěn)態(tài) β 型Ti-B12合金在未固溶和固溶后的拉伸性能及微觀組織結(jié)構(gòu)，深人探討了固溶后合金中β相的形貌及尺寸變化。研究的主要目標(biāo)是優(yōu)化固溶工藝，為T(mén)i-B12合金在牙科領(lǐng)域的臨床應(yīng)用和技術(shù)發(fā)展提供重要的理論支持。

試驗(yàn)材料與方法

1.1 材料制備

Ti-B12合金鑄錠由電弧熔煉制備而成，為確保合金的均勻性并防止偏析，對(duì)鑄錠進(jìn)行了3次再熔化處理。本研究采用的原材料為小顆粒海綿鈦（粒度： 0.83～12.7mm，0 級(jí)）薄片狀Ti-32Mo中間合金、工業(yè)海綿鋯（ Zr-1 ，粒度： 3～8mm ）、片狀Ti80Sn 和Nb-47Ti中間合金。鑄錠經(jīng)過(guò)鋼壞鍛造、熱軋、熱矯直、機(jī)械加工和拋光等一系列工序處理后，最終在250型棒材軋機(jī)上加工成直徑為 10mm 的圓棒。采用電火花切割機(jī)對(duì)圓棒試樣進(jìn)行切割。將切割好的試樣在馬弗爐中進(jìn)行固溶，溫度為790～820° ，保溫時(shí)間為1h，水淬。整個(gè)固溶過(guò)程在Ar氣氛中進(jìn)行。

1.2 試驗(yàn)方法

拉伸試樣示意圖如圖1所示。利用電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)在室溫下進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為

0.5mm/min ，合金試樣通過(guò)單次加載直至斷裂。試驗(yàn)過(guò)程中，記錄屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率及彈性模量等力學(xué)性能參數(shù)，同時(shí)接入引伸計(jì)以確保應(yīng)變數(shù)據(jù)的準(zhǔn)確性。采用儀器化萬(wàn)能硬度試驗(yàn)機(jī)對(duì)樣品進(jìn)行維氏硬度測(cè)試。維氏硬度測(cè)試合金試樣采用80～4000 目砂紙進(jìn)行逐級(jí)打磨，以確保合金試樣表面光滑平整。

采用 80～4000 目砂紙對(duì)樣品進(jìn)行逐級(jí)打磨，打磨后的樣品使用Kroll溶液 （HF，HNO₃，H₂0 的體積分?jǐn)?shù)比為 1：3：50） 進(jìn)行刻蝕處理，然后通過(guò)光學(xué)顯微鏡（opticalmicroscope，OM）觀察其顯微組織。采用配備電子背散射衍射（electronbackscatterdiffraction，EBSD）設(shè)備的掃描電子顯微鏡（scanningelectronmicroscope，SEM）對(duì)合金試樣的微觀組織進(jìn)行觀察與分析。采用X射線衍射儀（X-raydiffraction，XRD）和EBSD設(shè)備對(duì)合金試樣的相組成及晶體取向進(jìn)行表征。XRD的測(cè)量范圍為 30^°～80^° ，步長(zhǎng)為0.02^° ，掃描速率為 6（^°）/min ，加速電壓和電流分別為 40kV 和 40mA 。

2 結(jié)果與討論

2.1 固溶溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

圖2為T(mén)i-B12合金試樣的室溫拉伸曲線。由圖2可知：合金試樣固溶前后的拉伸變形行為相似，都經(jīng)歷了彈性變形和均勻塑性變形階段；載荷達(dá)到一定程度時(shí)，合金試樣出現(xiàn)頸縮并最終斷裂;在從彈性變形向塑性變形過(guò)渡時(shí)，拉伸曲線表現(xiàn)為一段非線性圓弧，沒(méi)有明顯的屈服點(diǎn)和加工硬化現(xiàn)象。當(dāng)載荷超過(guò)屈服平臺(tái)后，合金試樣的應(yīng)力開(kāi)始下降，表明此時(shí)合金試樣進(jìn)入了頸縮階段，最終表現(xiàn)為韌性斷裂。由圖2（a）可知，合金試樣固溶前的屈服強(qiáng)度為 939MPa ，伸長(zhǎng)率為 24.1% ，彈性模量為66.5GPa 。由圖2（b）可知，合金試樣在不同溫度固溶后具有不同長(zhǎng)度的屈服平臺(tái)，且屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率的表現(xiàn)不同。表1為T(mén)i-B12合金試樣固溶后的屈服強(qiáng)度與伸長(zhǎng)率。Ti-B12合金試樣固溶后的屈服強(qiáng)度普遍較固溶前的高，固溶溫度為 790～810^°C 時(shí)，屈服強(qiáng)度逐漸下降；固溶溫度為 820^°C 時(shí)，合金試樣具有最佳的伸長(zhǎng)率（ 19.7% ）、較高的屈服強(qiáng)度（ 1020MPa） ，以及較低的彈性模量（ （69.2GPa ，根據(jù)引伸計(jì)測(cè)量結(jié)果的計(jì)算值）。固溶溫度為 830°C 時(shí)，屈服強(qiáng)度比固溶溫度為 820^°C 的增加了 50MPa 但塑性明顯惡化，伸長(zhǎng)率降至 11.1% 。

圖3為T(mén)i-B12合金試樣固溶后的維氏硬度。合金試樣固溶后的維氏硬度變化趨勢(shì)與塑性的變化趨勢(shì)相同。固溶溫度為 820^°C 時(shí)，合金試樣的維氏硬度（277.7）最低，表明此時(shí)合金試樣具有最佳的醫(yī)用鈦合金所需力學(xué)性能。這主要是因?yàn)椋汗倘苓^(guò)程中，合金元素溶于基體中，形成固溶體，這些固溶體存在于β相中，通過(guò)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)來(lái)提高合金試樣的維氏硬度。在一定的固溶溫度范圍內(nèi)，固溶能夠促進(jìn)晶粒生長(zhǎng)，但當(dāng)固溶溫度超出特定閾值時(shí)，將導(dǎo)致晶粒粗化，從而對(duì)合金的力學(xué)性能產(chǎn)生不好的影響。

2.2 微觀組織結(jié)構(gòu)分析

圖4為T(mén)i-B12合金試樣固溶前后的XRD譜圖。由圖4（a）可知，在（110）（200）（211）晶面上出現(xiàn)了明顯的 β 相衍射峰，表明此時(shí)合金試樣中存在體心立方結(jié)構(gòu)的 β 相。由圖4（b）可知，由于固溶溫度位于 β 相區(qū)，因此在固溶后的合金試樣中仍能觀察到 β 相的衍射峰，同時(shí)，還出現(xiàn)了 α^′ 馬氏體相的衍射峰。研究[1]表明，超彈性Ti-Nb-Zr合金在固溶（水淬）過(guò)程中，由于冷卻速率較快，β相沒(méi)有足夠的時(shí)間完成 βα 相變，導(dǎo)致部分 β 相轉(zhuǎn)變?yōu)?α^′ 馬氏體相。通常，相變可通過(guò)兩種機(jī)制實(shí)現(xiàn)：一種是在剪切作用下， β 相經(jīng)晶體結(jié)構(gòu)不變的切變過(guò)程轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體相;另一種是當(dāng)合金試樣中 β 相穩(wěn)定劑的質(zhì)量分?jǐn)?shù)較高時(shí)， β 相在固溶后形成過(guò)冷態(tài)并穩(wěn)定保留至室溫，以此實(shí)現(xiàn)相變。Ti-B12合金的Mo當(dāng)量理論值為10.9，較低質(zhì)量分?jǐn)?shù)的 β 相穩(wěn)定劑使Ti-B12合金試樣經(jīng)固溶（水淬）后生成 a^′ 馬氏體相。

圖5為T(mén)i-B12合金試樣的微觀組織圖。從圖5（a）和5（b）的OM圖中可以觀察到大量尺寸不一的等軸 β 相晶粒，晶界明顯，沒(méi)有發(fā)現(xiàn)明顯的α^′ 馬氏體相。從圖5（c）的SEM圖中可以觀察到，晶粒內(nèi)部呈現(xiàn)不規(guī)則的孔洞。從圖5（d）的EBSD晶界圖中發(fā)現(xiàn)了少量 a 馬氏體相，這與圖4（b）中的 α^′ 馬氏體相的衍射峰一致。由此可以得出：Ti-B12合金試樣在 β 相區(qū)固溶后，會(huì)生成少量的 a^′ 馬氏體相，由于其數(shù)量較少，對(duì)合金試樣的力學(xué)性能影響不大，這與圖4（b）的分析結(jié)果一致。

圖6為T(mén)i-B12合金試樣固溶前后的晶粒尺寸與晶界角。由圖6（a）可知，合金試樣在固溶前，最大晶粒尺寸為 108.6μm ，最小晶粒尺寸為 5.4μm 。由圖6（b）可知，合金試樣在 820^°C 固溶后，最大晶粒尺寸為 121.4μm ，最小晶粒尺寸為 6.14μm 。這表明，固溶導(dǎo)致合金試樣的晶粒尺寸增大。通常，相鄰晶粒取向差為 2^°～15^° 的晶界被稱為小角度晶界（low-angle grainboundaries，LAGB）;超過(guò) 15^° 的則稱為大角度晶界（high-angle grain boundaries，HAGB）。與LAGB相比，HAGB具有更復(fù)雜的微觀組織結(jié)構(gòu)。在HAGB中，晶界區(qū)域的原子排列和結(jié)構(gòu)發(fā)生明顯變化。研究[13]表明，在固相或液相相變過(guò)程中，晶粒的生長(zhǎng)與合并會(huì)促使HAGB的形成。由圖6（c）6（d）可知，HAGB數(shù)量占比超過(guò) 50% ?？梢酝茢?，在合金試樣固溶過(guò)程中，HAGB占據(jù)主要地位，表明其在合金微觀組織結(jié)構(gòu)演變中起主導(dǎo)作用。

圖7為T(mén)i-B12合金試樣固溶前后的EBSD圖。由7（a）和7（b）反極圖（inversepole figure，IPF）可知，合金試樣在 820^°C 固溶后實(shí)現(xiàn)了完全再結(jié)晶，其微觀組織中呈現(xiàn)出尺寸各異的等軸 β 相晶粒。此外，由圖7（c）和7（d）極圖（pole figure，PF）可知，固溶前后，極點(diǎn)密度的最大值分別為3.75和4.09 。Ti-B12合金試樣的 β 相晶粒取向在固溶前后均隨機(jī)分布，表明該合金內(nèi)部未出現(xiàn)顯著的織構(gòu)特征，晶粒整體取向分布較為均勻。

3結(jié)論

本文研究了Ti-B12合金試樣在 β 相區(qū)固溶前后的力學(xué)性能與微觀組織結(jié)構(gòu)。選擇固溶溫度為820^°C ，固溶時(shí)間為1h作為最佳固溶工藝。研究結(jié)果表明：

（1）合金試樣在 820^°C 固溶后表現(xiàn)出優(yōu)異的力學(xué)性能，其屈服強(qiáng)度為 1020MPa ，伸長(zhǎng)率為 19.7% ，彈性模量為 69.2GPa ，表現(xiàn)出了良好的生物醫(yī)用材料潛力。

（2合金試樣固溶后，在 β 相區(qū)形成了微量的α^′ 馬氏體相，但數(shù)量較少，對(duì)合金的力學(xué)性能影響有限，力學(xué)性能的提升主要?dú)w因于固溶強(qiáng)化效應(yīng)。

（3）合金試樣固溶前后，HAGB均占據(jù)主要地位。HAGB通常能有效阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高合金的強(qiáng)度。固溶后，合金試樣實(shí)現(xiàn)了完全再結(jié)晶，晶粒取向呈現(xiàn)隨機(jī)分布的特征。

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（編輯：畢莉明）