王凱旋，邵 暉，單 迪，孫 峰，趙小花，劉向宏

(1. 西部超導(dǎo)材料科技股份有限公司，陜西 西安 710018) (2. 西安理工大學(xué)，陜西 西安 710048)

1 前 言

鈦合金具有密度小、強(qiáng)度高、耐腐蝕、無磁性、良好的生物相容性等特點(diǎn)。其中，兩相鈦合金Ti-6Al-4V和Ti-6Al-7Nb的彈性模量為100～110 GPa，約為Co-Cr-Mo 合金的一半，是植入錐弓根微螺釘和種植牙釘(Ф1.2 mm～Ф2.7 mm)的主要原材料之一[1]。已有研究表明，螺釘齒根低的靜力韌性和疲勞韌性是造成其斷裂的主要原因[2, 3]，而且疲勞韌性隨著靜力韌性的提高而增加。近年來，隨著國內(nèi)外醫(yī)療行業(yè)對骨植入鈦合金微螺釘安全性能要求的持續(xù)提高，國家標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定兩相高強(qiáng)鈦合金制備的微螺釘斷裂扭轉(zhuǎn)角應(yīng)大于180°，低的韌性容易導(dǎo)致其所制造的螺釘斷裂扭轉(zhuǎn)角較小[4]。因此，如何通過加工和后續(xù)熱處理促進(jìn)高強(qiáng)鈦合金棒材和線材的韌化是當(dāng)前重要的研究方向。

本文首先概述了以往研究中典型兩相鈦合金韌化的關(guān)鍵影響因素(相形貌、取向和微觀應(yīng)力)，分析了合金組織中等軸α相、次生α、β相和微觀應(yīng)力對其韌化的影響規(guī)律，并對傳統(tǒng)大變形處理和電熱處理或輔助變形制備的細(xì)晶高強(qiáng)Ti-6Al-4V鈦合金力學(xué)性能進(jìn)行分析比較，研究認(rèn)為后者具有使高強(qiáng)兩相鈦合金棒材和線材獲得細(xì)晶等軸組織和協(xié)調(diào)改善其高強(qiáng)高韌的獨(dú)特優(yōu)勢，并展望了其在兩相鈦合金領(lǐng)域的研究現(xiàn)狀和需要解決的基礎(chǔ)科學(xué)問題。

2 細(xì)晶兩相鈦合金韌化的組織特征因素

在細(xì)晶兩相鈦合金中，體心β相含量少(<10%)，滑移系較多，而具有各向異性的密排六方結(jié)構(gòu)α相對合金變形和斷裂起關(guān)鍵作用。除了相尺寸和含量以外，影響裂紋形核及擴(kuò)展的主要因素為：等軸α相、次生α、β相取向及相中的微觀應(yīng)力類型和分布。

2.1 等軸α相取向和分布對韌化的影響

除了相尺寸和含量對合金力學(xué)性能的影響，α相取向?qū)辖痦g化也有重要影響[5, 6]，已有研究認(rèn)為大量相似取向α相能夠有效避免合金局部應(yīng)力集中，推遲裂紋形核[7]，當(dāng)α相(0001)基面的施密特因子(SF)大于0.45時，(0001)基面滑移容易激活；隨著基面SF值的減小，合金中基面和柱面滑移均參與變形，在晶界或晶粒內(nèi)部有微裂紋萌生[8]。進(jìn)一步研究認(rèn)為，基面裂紋萌生與α相基面滑移參數(shù)(彈性剛度和施密特因子)密切相關(guān)，基面特征參數(shù)為(43°～61°和0.37～0.49)時，其與α相錐面滑移位錯相互拖拽，導(dǎo)致微裂紋擴(kuò)展與基面存在一定偏轉(zhuǎn)，阻礙微裂紋萌生和擴(kuò)展，提高合金韌性(圖1)[9]，這為調(diào)控高強(qiáng)合金中細(xì)晶α相基面取向、分布及其韌性改善提供了理論基礎(chǔ)。

圖1 鈦合金近基面斷裂時基面和錐面滑移示意圖[9]Fig.1 Diagram of interaction between basal slip and pyramidal slips along the near-basal face of titanium alloy during the fracture process[9]

2.2 次生α相取向和分布對合金韌化的影響

次生α相尺寸、含量和取向均對合金韌化有重要影響。兩相鈦合金中大約10%的等軸α相、大尺寸次生α相和時效β相的混合組織使合金具有高的強(qiáng)韌性匹配[10]。作者課題組前期研究認(rèn)為，大尺寸次生α相和相鄰等軸α相的基面幾乎平行，繞[0001]軸大約轉(zhuǎn)動10.5°，能夠減緩裂紋形核速率，有利于增加韌性(圖2)[5]。而且形貌混亂的細(xì)小次生α相有不同的取向選擇，會減小合金中(0001)α的取向密度，增加裂紋擴(kuò)展阻力[11]。因此，有必要進(jìn)一步研究細(xì)晶高強(qiáng)兩相鈦合金中多尺度次生α相特征參數(shù)對裂紋形核、擴(kuò)展機(jī)理以及對韌化的影響規(guī)律。

圖2 不同類型α相的極圖[5]: (a)等軸α相，(b) 相鄰析出α相Fig.2 Pole maps of different types of α phases[5]: (a) eqiaxed α phase, (b) its adjacent secondary α phase

2.3 微觀殘余應(yīng)力對合金韌化的影響

微觀殘余應(yīng)力是合金中不同取向晶粒的變形不均勻所致，其中拉伸殘余應(yīng)力會顯著降低材料的屈服強(qiáng)度[12]，比如棒材的機(jī)械矯直處理過程中，內(nèi)部產(chǎn)生高的殘余拉應(yīng)力可能導(dǎo)致加工后合金變形甚至斷裂。而退火是減小或消除殘余應(yīng)力的有效方式，張堯武等研究認(rèn)為，經(jīng)過650 ℃/4 h真空退火后，TC18鈦合金的沖擊韌性和斷裂韌性明顯提高，但是抗拉強(qiáng)度下降約17%[13]。研究還發(fā)現(xiàn)合金預(yù)變形程度越劇烈，退火后其抗拉強(qiáng)度減小速度越快，多道次軋制Ti-6Al-4V合金經(jīng)過650 ℃/1 h退火處理后其抗拉強(qiáng)度大幅度下降(下降340 MPa)，延伸率僅增加2.2%[14]。如果退火溫度太低且時間太短，微觀應(yīng)力則不能完全消除。因此，采用傳統(tǒng)退火方式來消除或減小高強(qiáng)合金中微觀應(yīng)力仍有一定困難。

2.4 β相取向?qū)辖痦g化的影響

已有研究表明，α相析出對β晶粒缺陷具有強(qiáng)烈依賴性，包括β晶界、亞晶界、晶內(nèi)位錯和晶內(nèi)孿晶[15-17]。在上述研究內(nèi)容中值得關(guān)注的是，位錯誘發(fā)α相的(-1100)晶面平行于β晶粒(-1-12) 滑移面，[11-20]α平行于位錯的柏氏矢量<111>β滑移方向，顯著降低其塑性和韌性[16]。進(jìn)一步研究表明，位錯激活與β晶粒取向有直接關(guān)聯(lián)，在鈦合金中β晶粒<100>晶向垂直高溫鍛造拔長方向，而在拉應(yīng)力條件下，<100>晶向是β晶粒優(yōu)先滑移方向[18]。因此，鈦合金熱處理過程中回復(fù)和再結(jié)晶態(tài)β晶粒存在競爭長大行為，熱處理對β晶粒再結(jié)晶尺寸和取向調(diào)控有重要影響[19]。由此看出，國內(nèi)外學(xué)者目前尚未系統(tǒng)地闡明析出α相和β織構(gòu)晶粒的內(nèi)在關(guān)聯(lián)，也沒有揭示析出α相對合金變形斷裂的影響。

傳統(tǒng)鈦合金相變理論認(rèn)為α相和β晶粒晶體學(xué)關(guān)系符合Burgers關(guān)系((0001)α//(110)β，<11-20>α//<111>β)，特別是α相基面取向?qū)ζ诹鸭y萌生的影響，猶如“木桶理論”，裂紋優(yōu)先沿著或靠近基面萌生[20, 21]。然而前期研究認(rèn)為織構(gòu)β晶粒析出的某些α相和β晶粒取向符合(11-20)α//(110)β關(guān)系，而且該類型取向形成機(jī)理及其對變形斷裂機(jī)理的影響尚不清晰[22]。高溫冷卻過程中位錯誘發(fā)α相析出行為的理論模擬表明，α相慣習(xí)面平行刃型位錯或垂直螺型位錯線長大，并且螺型位錯能夠誘發(fā)高密度α相取向選擇[23, 24]，隨著冷卻過冷度的減小，螺型位錯誘發(fā)α相析出長大的作用逐漸減小，合金元素沿滑移面上的位錯快速擴(kuò)散,是析出α相形核和長大的主要因素[25]。

3 大變形細(xì)晶兩相鈦合金韌化的研究現(xiàn)狀

目前，多步鍛造或軋制(multi-deformation)、等徑通道塑性變形(ECAP)、高壓扭轉(zhuǎn)(HPT)、攪拌摩擦(FSP)等大變形誘發(fā)的位錯和細(xì)晶強(qiáng)化使合金抗拉強(qiáng)度明顯提高。已有研究表明，多步軋制Ti-6Al-4V合金的抗拉強(qiáng)度可達(dá)1299 MPa，延伸率僅為7.1%，U型缺口沖擊韌性僅為0.37 MJ/m2，低于大晶粒尺寸(10 μm)Ti-6Al-4V合金的缺口沖擊韌性[26]。

經(jīng)過4個道次的擠壓變形，ECAP 工藝制備的細(xì)晶Ti-6Al-4V合金拉伸強(qiáng)度達(dá)到1450 MPa，延伸率僅為7.8%[27]，而在6 GPa的壓力下Ti-6Al-7Nb合金經(jīng)5圈高壓扭轉(zhuǎn)變形后，其晶粒尺寸為100 nm，維氏顯微硬度值由初始的3185增加到3773 MPa[28]，但是目前制備大尺寸塊體依然較困難[29, 30]。由于等軸組織鈦合金的韌性和塑性成正比關(guān)系[31]，圖3進(jìn)一步對比了上述3種典型大變形加工鈦合金的強(qiáng)度和塑性(韌性)，經(jīng)過ECAP[32, 33, 27]、多步鍛造或軋制變形的Ti-6Al-4V合金塑韌性明顯低于傳統(tǒng)熱處理合金的塑韌性[34-36]，這不利于改善微螺釘?shù)呐まD(zhuǎn)角度。

圖3 大變形方式對等軸組織Ti-6Al-4V合金強(qiáng)度和塑韌性的影響Fig.3 Influences of large deformation processes on the strength and ductility-toughness of Ti-6Al-4V alloy with equiaxed microstructure

此外，F(xiàn)SP加工Ti-6Al-4V合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為1067 MPa和1156 MPa，且延伸率較高(21.7%)，然而攪拌區(qū)的局部溫度超過β相轉(zhuǎn)變溫度時，等軸組織容易形成網(wǎng)籃組織[37, 38]。因此，如何在保證細(xì)晶等軸組織的前提下，通過開發(fā)新工藝對工業(yè)級大變形高強(qiáng)醫(yī)用鈦合金棒材和線材的韌化進(jìn)行調(diào)控和探索仍具有重要的理論和應(yīng)用意義。

4 大變形細(xì)晶兩相鈦合金的電熱處理韌化探索

4.1 電熱處理對細(xì)晶鈦合金組織和性能的影響

鈦合金具有電阻大和導(dǎo)熱率低的特性(其中導(dǎo)熱率約為鋼的1/6)，電流流過高電阻鈦及鈦合金時，合金內(nèi)部產(chǎn)生顯著的電致再結(jié)晶和電致塑性效應(yīng)，這為改善高強(qiáng)鈦合金的塑韌性提供了一種新思路和新方法。

近年研究表明，經(jīng)過5×103A/mm2的電流輔助變形后，Ti-6Al-4V合金晶粒發(fā)生細(xì)化[39]，理論分析認(rèn)為兩相合金中低電導(dǎo)率相周圍電流密度大，相界位置焦耳熱溫度高；相中局部位錯密度越高，“靶向”焦耳熱效應(yīng)越明顯(圖4)[40]。特別地，當(dāng)電流密度超過367 A/mm2時，焦耳熱及其瞬間升溫誘發(fā)的較高熱壓應(yīng)力可能是鈦合金晶粒細(xì)化的直接原因，這可能有利于合金疲勞壽命的改善。此外，研究還表明同為密排六方晶格的鋯合金經(jīng)過135 ℃/15 min焦耳熱處理后合金的微觀組織與600 ℃/ 360 min 傳統(tǒng)熱處理的基本相同[41, 42]。上述研究說明，電熱處理能夠快速促進(jìn)合金的晶粒細(xì)化，從而提高鈦合金的強(qiáng)度。

圖4 位錯對合金局部焦耳熱影響的示意圖[40]Fig.4 Diagram of local dislocation induced joule heating effect in alloy[40]

作者課題組對多步軋制Ti-6Al-4V合金棒材進(jìn)行600～800 ℃/50 s電熱處理，研究表明合金拉伸性能遠(yuǎn)高于ASTM標(biāo)準(zhǔn)(抗拉強(qiáng)度860 MPa 和延伸率10%)，而且650 ℃/50 s電熱處理合金的抗拉強(qiáng)度和延伸率高達(dá)1104 MPa和13.5%(圖5)[43]，這與HPT加工合金的強(qiáng)度和塑性處于同一水平。進(jìn)一步研究認(rèn)為，等徑通道塑性變形Ti-6Al-4V合金經(jīng)過620 ℃/5 min焦耳熱處理，其抗拉強(qiáng)度和延伸率分別達(dá)到1400 MPa和13%[35]，這說明電熱處理有利于鈦合金獲得高強(qiáng)-高塑的綜合力學(xué)性能，有望改善其它大變形細(xì)晶高強(qiáng)鈦合金的塑韌性。

圖5 電熱處理鈦合金與傳統(tǒng)加工鈦合金的強(qiáng)塑性比較[3, 14, 43-49]Fig.5 Comparison of strength-plasticity between electrothermally treated titanium alloy and traditional processed titanium alloy[3, 14, 43-49]

此外，與室溫和等溫變形相比，電流輔助變形能夠降低Ti-6Al-4V合金的變形抗力，同時促進(jìn)晶粒細(xì)化，且變形后合金表面無裂紋[50， 51]。因此，電熱處理輔助大變形能夠?qū)崿F(xiàn)高強(qiáng)納米材料的高韌化，然而電熱處理輔助變形對鈦合金組織演變的相關(guān)基礎(chǔ)研究缺乏系統(tǒng)性[52]。初步研究表明，在350 Hz頻率和250 A/mm2電流密度輔助變形下(370～570 ℃)，Ti-6Al-4V合金中α相快速發(fā)生球化，這是因?yàn)榇箅娏鞔偈箍瘴患?，有利于位錯攀移，使合金快速發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶，有利于晶粒進(jìn)一步細(xì)化[53, 54]。同時也發(fā)現(xiàn)在變形過程中電熱處理能夠促進(jìn)Ti-6Al-4V合金α相柱面滑移，抑制了錐面滑移，誘發(fā)<2-1-10> 30°～40° 取向產(chǎn)生[55]。 Zhou等[56]進(jìn)一步研究了200 Hz頻率和241 A/mm2脈沖電流對具有初始(0001)α纖維織構(gòu)的Ti-6Al-4V線材拉拔變形的影響，結(jié)果表明，錐面滑移被抑制后晶界位置空位集中引起的晶界滑移是晶體轉(zhuǎn)動的主要因素，從而改變(0001)α取向密度。但是相關(guān)空位和位錯對細(xì)小等軸α相再結(jié)晶及取向演變機(jī)理以及對力學(xué)性能的影響還需要深入分析。

4.2 電熱處理對細(xì)晶鈦合金殘余應(yīng)力和力學(xué)性能的影響

以往研究表明，電熱處理可以在合金裂紋尖端產(chǎn)生高熱壓應(yīng)力，促使微裂紋愈合，阻止變形過程中裂紋進(jìn)一步擴(kuò)展[57, 58]。作者課題組研究表明，內(nèi)部無微觀裂紋的Ti-6Al-4V 合金經(jīng)過850～900 ℃和50～100 s 的焦耳熱處理，殘余拉應(yīng)力也能夠轉(zhuǎn)變?yōu)楦邭堄鄩簯?yīng)力，這有利于提高合金的疲勞壽命(圖6)[59]。此外，應(yīng)力-溫度耦合處理還能夠改變析出次生α相的取向。Shi等采用相場法模擬了Ti-6Al-4V合金在沿著50 MPa拉力([010]β方向)和800 ℃條件下，經(jīng)過10 s熱處理后次生α相形核和長大的形貌及取向分布，模擬結(jié)果表明，在單軸拉應(yīng)力作用下，α相析出取向有4～8個變量選擇，并且形成V型排列的α相將繞它們共同的[111]β或[11-20]α轉(zhuǎn)動60°，有利于提高合金韌性[60]。因此，相關(guān)殘余應(yīng)力及其誘發(fā)α相析出對鈦合金強(qiáng)度和韌性的影響需進(jìn)行系統(tǒng)研究。

圖6 不同電熱處理對Ti-6Al-4V合金殘余應(yīng)力的影響[59]Fig.6 Influences of different joule heat treatments on the residual stress of Ti-6Al-4V alloys[59]

以上研究表明，電熱處理對預(yù)變形或輔助變形鈦合金組織演變和力學(xué)性能的調(diào)控有重要作用。鈦合金電熱處理產(chǎn)生的焦耳效應(yīng)可在數(shù)秒內(nèi)快速加熱合金，提高再結(jié)晶形核率，抑制晶粒長大，獲得均勻細(xì)小的晶粒(尺寸甚至達(dá)到納米級)，同時電熱處理后合金內(nèi)部殘余拉應(yīng)力較小，從而可以推遲變形過程裂紋形核。此外，電流輔助效應(yīng)也能夠用于鈦合金的拉拔、軋制和彎曲等成型過程，但電熱處理或變形過程涉及電-力-熱的多場因素耦合作用，物理機(jī)制復(fù)雜，變形參數(shù)難控。因此，多場耦合機(jī)理和工藝研究是國內(nèi)外材料成型制造領(lǐng)域的前沿和熱點(diǎn)。

5 結(jié) 語

電熱處理預(yù)變形或輔助變形兩相鈦合金具有實(shí)現(xiàn)其再結(jié)晶晶粒細(xì)化、調(diào)控α相織構(gòu)分布和殘余應(yīng)力大小的潛力，從而能夠在合金強(qiáng)度損失較小或不變的條件下，大幅度提高其塑性和韌性。與傳統(tǒng)變形加工和熱處理相比，它是一種短流程和低能耗的方法，具有非常好的應(yīng)用前景。但是，“靶向”焦耳熱效應(yīng)對鈦合金位錯運(yùn)動和組織演變的影響機(jī)理尚不明確，相關(guān)電流和變形參數(shù)對組織和性能影響的定量研究仍需要深入分析。特別地，電流密度低于367 A/mm2時，電流誘發(fā)的非熱和熱效應(yīng)耦合作用對鈦合金晶粒細(xì)化、取向調(diào)控和微觀殘余應(yīng)力的影響規(guī)律仍需進(jìn)一步挖掘，這也將為其在工業(yè)生產(chǎn)中的廣泛應(yīng)用奠定基礎(chǔ)。