摘 要:采用超聲沖擊的方法對 Ti3Zr2Sn3Mo25Nb鈦合金進(jìn)行表面強(qiáng)化,采用掃描電鏡、透射電 鏡、電子背散射衍射儀、X射線衍射儀等設(shè)備對其表面細(xì)晶進(jìn)行表征。結(jié)果表明:超聲沖擊后,鈦合金 表面獲得了深度約為35μm的強(qiáng)塑性變形層;鈦合金表面可觀察到明顯納米級的非晶團(tuán)簇和密集的 滑移線,細(xì)晶形成的主要原因?yàn)槲诲e(cuò)滑移,位錯(cuò)滑移的主方向?yàn)?lt;111>;超聲沖擊后,材料的表面殘 余壓應(yīng)力約為250MPa,晶格常數(shù)略有降低,β相的特征峰強(qiáng)度變大,α相的特征峰寬度變大。 

關(guān)鍵詞:Ti3Zr2Sn3Mo25Nb鈦合金;超聲沖擊;表面改性;種植體;細(xì)晶 

中圖分類號:TB31;R318.01;TG146.2               文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A                          文章編號:1001-4012(2023)07-0026-04

鈦與鈦合金的比強(qiáng)度高、生物學(xué)性能優(yōu)異,廣泛 應(yīng)用于心臟瓣膜、種植牙、人工關(guān)節(jié)、骨外體內(nèi)固定 器件等醫(yī)療器械及種植體中,其中純Ti和Ti6Al4V (TC4)種植體鈦合金應(yīng)用最廣泛。臨床觀察發(fā)現(xiàn), 鈦與鈦合金種植體長期服役后會出現(xiàn)一些問題,如 鈦合金耐磨性變?nèi)?、合金元素產(chǎn)生副作用、骨與植入 物之間出現(xiàn)應(yīng)力遮擋等。采用表面改性技術(shù)可以提 高鈦合金的耐磨性,表面改性技術(shù)包括噴丸工藝、滲 氮工藝等,噴丸工藝具有非均勻性、著點(diǎn)隨機(jī)性等特 點(diǎn),限制了其在精加工領(lǐng)域的應(yīng)用;滲氮工藝會改變 金屬的表面色澤,且滲層較脆,限制了其在種植體領(lǐng) 域的應(yīng)用。新型醫(yī)用鈦合金主要摻雜鈮、鉈、鋯等元 素,經(jīng)過熱處理后,材料的彈性模量降低至接近人 骨,避免了因應(yīng)力遮擋而導(dǎo)致的骨萎縮和骨質(zhì)疏松 等臨床應(yīng)用問題。近年來,國內(nèi)開發(fā)出了一系列彈 性模量低、無毒化的新型鈦合金,其中Ti13Nb13Zr、 Ti12Mo6Zr2Fe和Ti15Mo等鈦合金已在國外獲得 了推廣及應(yīng)用[1-3]。 

采用表面結(jié)構(gòu)納米化、生物鍍膜或二次表面 修飾等方法,可以提高鈦合金在種植體中的生物力學(xué)性能和生物醫(yī)學(xué)相容性[4-6]。在生產(chǎn)過程中, 鈦合金零部件表面或近表層易產(chǎn)生清晰晶、應(yīng)變 線、偏析、過熱、過燒等缺陷[7],不利于其長期服 役。超聲沖擊使其表面晶粒細(xì)化,獲得利于吸附 的規(guī)則表面,再覆以 TiN膜,可以促進(jìn)細(xì)胞早期黏 附[8]。調(diào)節(jié)超聲沖擊工藝參數(shù)可使材料具有良好 的表面形貌和表層結(jié)構(gòu)[9],該技術(shù)具備較好的臨 床應(yīng)用前 景。采 用 掃 描 電 鏡 (SEM)、透 射 電 鏡 (TEM)、電子背散射衍射儀(EBSD)、X射線衍射 儀(XRD)等設(shè)備對超聲沖擊后 Ti3Zr2Sn3Mo25Nb 鈦合金的表面細(xì)晶進(jìn)行表征,研究了表面細(xì)晶的 滑移取向和晶粒尺寸,闡述了強(qiáng)塑性變形層和細(xì) 晶的形成機(jī)理,結(jié)果可為提高鈦合金在種植體中 的應(yīng)用奠定理論基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)材料及方法 

1.1 試驗(yàn)材料 

試驗(yàn)選用的 Ti3Zr2Sn3Mo25Nb鈦合金的化學(xué) 成分分析結(jié)果如表1所示。固溶時(shí)效熱處理的流程 為:750℃加熱30min,510℃加熱4h。熱處理后, 鈦合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度分別為568 MPa和 721 MPa,斷后伸長率為 19.5%,斷面收縮率為 71%,塑性較好。

高溫下,β-Ti相具有穩(wěn)定的體心立方結(jié)構(gòu),β相 中含有穩(wěn)定元素,可以使其在常溫狀態(tài)下保持穩(wěn)定。 鈦合金中的結(jié)晶接近理想密排六方結(jié)構(gòu)。理想密排 六方結(jié)構(gòu)和體心立方結(jié)構(gòu)的晶胞及尺寸如圖1所 示,晶格常數(shù)為0.25~0.50nm。

1.2 試驗(yàn)方法 

對Ti3Zr2Sn3Mo25Nb鈦合金進(jìn)行超聲沖擊, 超聲沖擊的工藝參數(shù)為:振幅30μm,累計(jì)沖擊105 次。采用掃描電鏡對超聲沖擊后鈦合金的截面進(jìn)行 觀察。采用透射電子顯微鏡對超聲沖擊后鈦合金的 表面進(jìn)行觀察。采用 X射線衍射儀對超聲沖擊后 鈦合金表面的晶體結(jié)構(gòu)進(jìn)行分析。采用電子背散射 衍射儀對超聲沖擊前后鈦合金表面細(xì)晶的滑移取向 和晶格尺寸進(jìn)行分析。 

2 試驗(yàn)結(jié)果 

2.1 掃描電鏡分析 

在超聲沖擊后鈦合金的截面取樣,對試樣進(jìn)行 SEM 分析,結(jié)果如圖2所示。由圖2可知:試樣基 體可見等軸β相,晶粒的平均直徑約為20μm;經(jīng)超 聲沖擊后,鈦合金表面可見明顯流線,近表面β晶粒 變扁、拉長,表面晶粒碎化后不易辨認(rèn),鈦合金表面 獲得了深度約為35μm 的強(qiáng)塑性變形層。影響強(qiáng) 塑性變形層厚度的主要因素為超聲沖擊時(shí)的應(yīng)力場 深度,其主要與施加的靜載荷有關(guān)[10]。

金屬自納米化生成表面細(xì)晶和超細(xì)晶的主要 原因有位錯(cuò)滑移、機(jī)械孿晶等。合金材料的位錯(cuò) 運(yùn)動與晶體結(jié)構(gòu)和層錯(cuò)能有關(guān),因體心立方晶格 滑移系較多,塑性變形以位錯(cuò)滑移為主;密排六方 結(jié)構(gòu)的層錯(cuò)能較低,塑性變形主要以機(jī)械孿晶為主。密 排 六 方 晶 格 α-Ti 相 的 層 錯(cuò) 能 較 高 (300mJ/m2),鈦合金內(nèi)部易發(fā)生α-Ti相在體心 立方β-Ti相晶面上滑移。

2.2 透射電鏡分析 

在超聲沖擊后鈦合金的表面取樣,采用聚焦離 子束制備試樣,試樣尺寸約為4.2μm×6.1μm(長 度×寬度)。減薄后上邊緣的厚度為97.13nm,試 樣中間制備一個(gè)寬度約為0.5μm 的豎向高透光區(qū) 域(見圖3)。采用TEM 對試樣進(jìn)行分析,結(jié)果如圖 4所示。由圖4可知:鈦合金表面獲得了均勻的非 晶團(tuán)簇,直徑約為幾納米;晶粒碎化后,表面晶格常 數(shù)約為2μm,較初始值略低;與表面距離為4μm處 的α-Ti相彌散性較好,且在體心立方β-Ti相晶面上 可觀察到較密集的滑移線;電子衍射點(diǎn)陣顯示強(qiáng)塑性變形層為非晶結(jié)構(gòu),且點(diǎn)陣呈現(xiàn)同心圓。時(shí)效處 理可以強(qiáng)化晶粒的彌散性,提高鈦合金的強(qiáng)度,降低 其彈性模量,從而減小應(yīng)力障礙。超聲沖擊后,近β 型Ti3Zr2Sn3Mo25Nb鈦合金表面形成細(xì)晶的主要 原因是位錯(cuò)滑移。 

2.3 電子背散射衍射分析 

采用EBSD對鈦合金表面進(jìn)行小步長掃描,步 長為0.035μm,分析結(jié)果如圖5所示。由圖5可 知:鈦合金表面可見非晶、細(xì)晶;當(dāng)與鈦合金表面的 距離大于15μm 時(shí),可觀察到連續(xù)理想的晶體,該 結(jié)果可與SEM 分析結(jié)果相印證;主要觀察到的是 接近初始尺寸的變形粗晶,細(xì)晶變形層和粗晶變形 層的界線不明顯。

圖6為鈦合金表面晶體在不同特征方向的反極 圖,可見超聲沖擊改性后,鈦合金表面晶體取向在y方 向{111}等晶面密度增大,垂直于該方向的強(qiáng)度逐漸減小。說明超聲沖擊引起表面塑性變形的主滑移面方向?yàn)?lt;111>,這與體心立方晶格穩(wěn)定滑移方向相吻合。 在極射赤道平面進(jìn)行投影,金屬表面自納米化后,試樣 表面形成了等軸、取向隨機(jī)的細(xì)晶組織[11]。

2.4 X射線衍射分析

超聲沖擊表面改性會誘導(dǎo)材料產(chǎn)生較大的殘余 壓應(yīng)力,其產(chǎn)生原因主要有:材料不同部位的宏觀變 形不均勻;晶粒和亞晶粒之間的變形不均勻;塑性變形產(chǎn)生了晶格畸變。采用 XRD高角度區(qū)域細(xì)掃描 方法對超聲沖擊前后的鈦合金表面進(jìn)行分析,掃描 角度2θ為115°,其中θ為入射 X射線與衍射線的 夾角,XRD測試結(jié)果如圖7所示。由圖7可知:超 聲沖擊后,鈦合金的表面殘余壓應(yīng)力約為250MPa; 超聲沖擊前,α-Ti相衍射三強(qiáng)峰分別為40.2123°, 38.3039°,77.9324°,α-Ti相衍射三強(qiáng)峰的晶面間距 分別為0.224266,0.234988,0.122592nm;超聲沖 擊后,α-Ti 相 衍 射 三 強(qiáng) 峰 分 別 為 40.421 1°, 38.4835°,78.0207°,α-Ti合金相衍射三強(qiáng)峰的晶面 間距分別為0.223155,0.233933,0.122476nm。 超聲沖擊后,鈦合金表面的衍射峰位置和θ都變大, 晶面間距變小,說明鈦合金表面產(chǎn)生了微區(qū)壓應(yīng)力。 超聲沖擊后,鈦合金表面各微區(qū)的變形情況及壓應(yīng)力 存在差異,導(dǎo)致α-Ti相晶格尺寸偏離穩(wěn)態(tài)標(biāo)準(zhǔn)位置, 從而使衍射峰寬度變大,β相所對應(yīng)的特征峰強(qiáng)度變 大。超聲沖擊同時(shí)引入了細(xì)晶和殘余壓應(yīng)力,有利于 提高材料的力學(xué)性能。熱處理時(shí),溫度升高且鈦合金 中β相含量增加[12]。兩者的發(fā)生機(jī)理并不相同,前 者為細(xì)晶引起,后者為熱處理導(dǎo)致的相變。

3 結(jié)論 

(1)超聲沖擊表面改性后,Ti3Zr2Sn3Mo25Nb 鈦合金獲得了深度約為35μm 的強(qiáng)塑性變形層,表 面可觀察到納米級非晶團(tuán)簇。 

(2)超聲沖擊使 Ti3Zr2Sn3Mo25Nb鈦合金表 面形成細(xì)晶,其主要形成機(jī)理為位錯(cuò)滑移,位錯(cuò)滑移 主滑移面的方向?yàn)?lt;111>;同時(shí)在鈦合金表面還產(chǎn) 生了約250MPa的殘余壓應(yīng)力。

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<文章來源 > 材料與測試網(wǎng) > 期刊論文 > 理化檢驗(yàn)－物理分冊 > 59卷 > 7期 (pp:26-29)>