分享：Ti3Zr2Sn3Mo25Nb钛合金表面细晶的表征方法

摘 要:采用超声冲击的方法对 Ti3Zr2Sn3Mo25Nb钛合金进行表面强化,采用扫描电镜、透射电 镜、电子背散射衍射仪、X射线衍射仪等设备对其表面细晶进行表征。结果表明:超声冲击后,钛合金 表面获得了深度约为35μm的强塑性变形层;钛合金表面可观察到明显纳米级的非晶团簇和密集的 滑移线,细晶形成的主要原因为位错滑移,位错滑移的主方向为<111>;超声冲击后,材料的表面残 余压应力约为250MPa,晶格常数略有降低,β相的特征峰强度变大,α相的特征峰宽度变大。 

关键词:Ti3Zr2Sn3Mo25Nb钛合金;超声冲击;表面改性;种植体;细晶 

中图分类号:TB31;R318.01;TG146.2               文献标志码:A                          文章编号:1001-4012(2023)07-0026-04

钛与钛合金的比强度高、生物学性能优异,广泛 应用于心脏瓣膜、种植牙、人工关节、骨外体内固定 器件等医疗器械及种植体中,其中纯Ti和Ti6Al4V (TC4)种植体钛合金应用最广泛。临床观察发现, 钛与钛合金种植体长期服役后会出现一些问题,如 钛合金耐磨性变弱、合金元素产生副作用、骨与植入 物之间出现应力遮挡等。采用表面改性技术可以提 高钛合金的耐磨性,表面改性技术包括喷丸工艺、渗 氮工艺等,喷丸工艺具有非均匀性、着点随机性等特 点,限制了其在精加工领域的应用;渗氮工艺会改变 金属的表面色泽,且渗层较脆,限制了其在种植体领 域的应用。新型医用钛合金主要掺杂铌、铊、锆等元 素,经过热处理后,材料的弹性模量降低至接近人 骨,避免了因应力遮挡而导致的骨萎缩和骨质疏松 等临床应用问题。近年来,国内开发出了一系列弹 性模量低、无毒化的新型钛合金,其中Ti13Nb13Zr、 Ti12Mo6Zr2Fe和Ti15Mo等钛合金已在国外获得 了推广及应用[1-3]。 

采用表面结构纳米化、生物镀膜或二次表面 修饰等方法,可以提高钛合金在种植体中的生物力学性能和生物医学相容性[4-6]。在生产过程中, 钛合金零部件表面或近表层易产生清晰晶、应变 线、偏析、过热、过烧等缺陷[7],不利于其长期服 役。超声冲击使其表面晶粒细化,获得利于吸附 的规则表面,再覆以 TiN膜,可以促进细胞早期黏 附[8]。调节超声冲击工艺参数可使材料具有良好 的表面形貌和表层结构[9],该技术具备较好的临 床应用前 景。采 用 扫 描 电 镜 (SEM)、透 射 电 镜 (TEM)、电子背散射衍射仪(EBSD)、X射线衍射 仪(XRD)等设备对超声冲击后 Ti3Zr2Sn3Mo25Nb 钛合金的表面细晶进行表征,研究了表面细晶的 滑移取向和晶粒尺寸,阐述了强塑性变形层和细 晶的形成机理,结果可为提高钛合金在种植体中 的应用奠定理论基础。

1 试验材料及方法 

1.1 试验材料 

试验选用的 Ti3Zr2Sn3Mo25Nb钛合金的化学 成分分析结果如表1所示。固溶时效热处理的流程 为:750℃加热30min,510℃加热4h。热处理后, 钛合金的屈服强度、抗拉强度分别为568 MPa和 721 MPa,断后伸长率为 19.5%,断面收缩率为 71%,塑性较好。

高温下,β-Ti相具有稳定的体心立方结构,β相 中含有稳定元素,可以使其在常温状态下保持稳定。 钛合金中的结晶接近理想密排六方结构。理想密排 六方结构和体心立方结构的晶胞及尺寸如图1所 示,晶格常数为0.25~0.50nm。

1.2 试验方法 

对Ti3Zr2Sn3Mo25Nb钛合金进行超声冲击, 超声冲击的工艺参数为:振幅30μm,累计冲击105 次。采用扫描电镜对超声冲击后钛合金的截面进行 观察。采用透射电子显微镜对超声冲击后钛合金的 表面进行观察。采用 X射线衍射仪对超声冲击后 钛合金表面的晶体结构进行分析。采用电子背散射 衍射仪对超声冲击前后钛合金表面细晶的滑移取向 和晶格尺寸进行分析。 

2 试验结果 

2.1 扫描电镜分析 

在超声冲击后钛合金的截面取样,对试样进行 SEM 分析,结果如图2所示。由图2可知:试样基 体可见等轴β相,晶粒的平均直径约为20μm;经超 声冲击后,钛合金表面可见明显流线,近表面β晶粒 变扁、拉长,表面晶粒碎化后不易辨认,钛合金表面 获得了深度约为35μm 的强塑性变形层。影响强 塑性变形层厚度的主要因素为超声冲击时的应力场 深度,其主要与施加的静载荷有关[10]。

金属自纳米化生成表面细晶和超细晶的主要 原因有位错滑移、机械孪晶等。合金材料的位错 运动与晶体结构和层错能有关,因体心立方晶格 滑移系较多,塑性变形以位错滑移为主;密排六方 结构的层错能较低,塑性变形主要以机械孪晶为主。密 排 六 方 晶 格 α-Ti 相 的 层 错 能 较 高 (300mJ/m2),钛合金内部易发生α-Ti相在体心 立方β-Ti相晶面上滑移。

2.2 透射电镜分析 

在超声冲击后钛合金的表面取样,采用聚焦离 子束制备试样,试样尺寸约为4.2μm×6.1μm(长 度×宽度)。减薄后上边缘的厚度为97.13nm,试 样中间制备一个宽度约为0.5μm 的竖向高透光区 域(见图3)。采用TEM 对试样进行分析,结果如图 4所示。由图4可知:钛合金表面获得了均匀的非 晶团簇,直径约为几纳米;晶粒碎化后,表面晶格常 数约为2μm,较初始值略低;与表面距离为4μm处 的α-Ti相弥散性较好,且在体心立方β-Ti相晶面上 可观察到较密集的滑移线;电子衍射点阵显示强塑性变形层为非晶结构,且点阵呈现同心圆。时效处 理可以强化晶粒的弥散性,提高钛合金的强度,降低 其弹性模量,从而减小应力障碍。超声冲击后,近β 型Ti3Zr2Sn3Mo25Nb钛合金表面形成细晶的主要 原因是位错滑移。 

2.3 电子背散射衍射分析 

采用EBSD对钛合金表面进行小步长扫描,步 长为0.035μm,分析结果如图5所示。由图5可 知:钛合金表面可见非晶、细晶;当与钛合金表面的 距离大于15μm 时,可观察到连续理想的晶体,该 结果可与SEM 分析结果相印证;主要观察到的是 接近初始尺寸的变形粗晶,细晶变形层和粗晶变形 层的界线不明显。

图6为钛合金表面晶体在不同特征方向的反极 图,可见超声冲击改性后,钛合金表面晶体取向在y方 向{111}等晶面密度增大,垂直于该方向的强度逐渐减小。说明超声冲击引起表面塑性变形的主滑移面方向为<111>,这与体心立方晶格稳定滑移方向相吻合。 在极射赤道平面进行投影,金属表面自纳米化后,试样 表面形成了等轴、取向随机的细晶组织[11]。

2.4 X射线衍射分析

超声冲击表面改性会诱导材料产生较大的残余 压应力,其产生原因主要有:材料不同部位的宏观变 形不均匀;晶粒和亚晶粒之间的变形不均匀;塑性变形产生了晶格畸变。采用 XRD高角度区域细扫描 方法对超声冲击前后的钛合金表面进行分析,扫描 角度2θ为115°,其中θ为入射 X射线与衍射线的 夹角,XRD测试结果如图7所示。由图7可知:超 声冲击后,钛合金的表面残余压应力约为250MPa; 超声冲击前,α-Ti相衍射三强峰分别为40.2123°, 38.3039°,77.9324°,α-Ti相衍射三强峰的晶面间距 分别为0.224266,0.234988,0.122592nm;超声冲 击后,α-Ti 相 衍 射 三 强 峰 分 别 为 40.421 1°, 38.4835°,78.0207°,α-Ti合金相衍射三强峰的晶面 间距分别为0.223155,0.233933,0.122476nm。 超声冲击后,钛合金表面的衍射峰位置和θ都变大, 晶面间距变小,说明钛合金表面产生了微区压应力。 超声冲击后,钛合金表面各微区的变形情况及压应力 存在差异,导致α-Ti相晶格尺寸偏离稳态标准位置, 从而使衍射峰宽度变大,β相所对应的特征峰强度变 大。超声冲击同时引入了细晶和残余压应力,有利于 提高材料的力学性能。热处理时,温度升高且钛合金 中β相含量增加[12]。两者的发生机理并不相同,前 者为细晶引起,后者为热处理导致的相变。

3 结论 

(1)超声冲击表面改性后,Ti3Zr2Sn3Mo25Nb 钛合金获得了深度约为35μm 的强塑性变形层,表 面可观察到纳米级非晶团簇。 

(2)超声冲击使 Ti3Zr2Sn3Mo25Nb钛合金表 面形成细晶,其主要形成机理为位错滑移,位错滑移 主滑移面的方向为<111>;同时在钛合金表面还产 生了约250MPa的残余压应力。

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<文章来源 > 材料与测试网 > 期刊论文 > 理化检验－物理分册 > 59卷 > 7期 (pp:26-29)>