羅錦華，朱燕麗,，侯峰起，張鐵邦，田 成，李英浩

(1.西部超導(dǎo)材料科技股份有限公司，陜西 西安 710018)(2.西北工業(yè)大學(xué)材料學(xué)院，陜西 西安 710072)

1 前 言

鈦合金彈性模量與人體骨接近，耐蝕性優(yōu)良，是目前已知的生物相容性最好的醫(yī)用金屬之一，在醫(yī)療植入物領(lǐng)域有著廣闊的應(yīng)用前景。TC20合金是基于純鈦和Ti6Al4V等第一代生物醫(yī)用鈦合金開發(fā)的新型合金，合金中所含Nb元素的5價陽離子細(xì)胞毒性非常弱，與人體相容性好，且Nb元素取代V元素后，合金的腐蝕性能沒有顯著變化，這對臨床應(yīng)用更有利，因此，TC20合金是一種理想的外科植入物用鈦合金[1-5]。此外，骨針、骨釘?shù)戎踩胛镄枰辖鹆己盟茼g性匹配度和相對穩(wěn)定的塑性指標(biāo)。據(jù)報道，在工業(yè)生產(chǎn)條件下，熱拉拔得到的TC20絲材，抗拉強(qiáng)度為1020 MPa[6]，為得到抗拉強(qiáng)度大于1200 MPa高強(qiáng)度的TC20絲材，冷加工是比較理想的變形方式。本文通過不同溫度下熱軋的TC20合金坯料的冷連軋實驗，結(jié)合組織、室溫壓縮實驗分析，對比分析其冷連軋極限變形能力及影響因素。

2 實 驗

本文采用TC20合金為研究對象，通過電極壓制、三次真空熔煉等工序完成鑄錠制備，金相法測定合金的β轉(zhuǎn)變溫度為1010～1015 ℃，化學(xué)成分見表1。鑄錠扒皮后采用多火次鍛造得到等軸組織棒坯。而后分別在1000，940，850 ℃溫度下熱軋，得到不同組織狀態(tài)的冷軋坯料。

表1 TC20鑄錠化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of the TC20 ingot (ω/%)

冷軋坯料在西部超導(dǎo)材料科技股份有限公司的90D型冷連軋設(shè)備上進(jìn)行加工，道次減面率為10.5%。在OLYMPUS光學(xué)顯微鏡下分析、比較絲棒材組織。依據(jù)GB/T 228-2011和GB/T 7314-2005標(biāo)準(zhǔn)，在Instron萬能實驗機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸和壓縮實驗。變形后的試樣經(jīng)超聲清洗后在JEOL JSM-6460掃描電子顯微鏡下觀察斷口。

3 結(jié)果與討論

3.1 不同溫度熱軋得到的冷軋坯料組織與性能

圖1為不同溫度熱軋得到的坯料的橫向金相組織。從橫向組織來看，隨著軋制溫度的降低，坯料組織更為細(xì)碎，且相比例變化明顯。1000 ℃軋制的棒材橫向組織(圖1a)為大尺寸片層狀的初生α相，占比約30%，細(xì)小等軸的次生α相呈點狀分布在β轉(zhuǎn)變組織中；軋制溫度為940 ℃時(圖1b)，棒坯組織略微細(xì)化，片層狀初生α相整體尺寸較?。?50 ℃軋制時(圖1c)，組織明顯更為細(xì)碎，初生α相為細(xì)條狀和橢球狀。圖2是熱軋后的棒材縱向金相組織，圖2a顯示高溫軋制棒材縱向組織中α相呈粗大的紡形，斷續(xù)分布在β轉(zhuǎn)變組織基體中，且β轉(zhuǎn)變組織含量較高。軋制溫度為940 ℃(圖2b)，縱向組織中α相含量略有增加，拉長α相的長寬比增加且更為連續(xù)。軋制溫度降低至850 ℃時，圖2c顯示α相呈連續(xù)纖維狀，且相含量最高。

這是由于在高溫下進(jìn)行熱軋，片狀α相破碎不完全且在動態(tài)回復(fù)作用下會快速長大，最終保留在組織中。隨著軋制溫度的降低，α相被細(xì)化、拉長，組織明顯被破碎。這一結(jié)果與文獻(xiàn)[7]中熱模擬實驗數(shù)據(jù)吻合：在兩相區(qū)變形，接近相變點比如1000 ℃時，變形的主要是β相，而α相變形困難；在兩相區(qū)溫度范圍如850 ℃下變形，α相細(xì)化為扭曲薄片和細(xì)小片層，球化程度有限[7]。

不同溫度下熱軋的棒材的室溫拉伸性能如表2所示，隨著軋制溫度的降低，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度逐漸升高，而延伸率和斷面收縮率沒有明顯變化，塑性水平相當(dāng)。結(jié)合圖1和圖2組織來看，高溫軋制棒材組織中β相含量較高，因此強(qiáng)度較低；而低溫軋制獲得的具有較高的α相含量的細(xì)碎纖維狀組織保障了棒材較高強(qiáng)度。

圖1 不同溫度軋制的TC20坯橫向金相組織照片F(xiàn)ig.1 Cross-sectional metallographs of TC20 alloy after being hot rolled at different temperatures: (a) 1000 ℃, (b) 940 ℃, (c) 850 ℃

圖2 不同溫度軋制的TC20坯縱向金相組織照片F(xiàn)ig.2 Longitudinal metallographs of TC20 alloy after being hot rolled at different temperatures: (a) 1000 ℃, (b) 940 ℃, (c) 850 ℃

表2 不同溫度軋制TC20棒材的室溫拉伸性能Table 2 Tensile properties of TC20 bars rolled at different temperatures

3.2 不同熱軋棒坯的冷連軋成形性能

不同溫度下熱軋的TC20棒材采用連續(xù)冷軋的方法進(jìn)行冷加工，結(jié)果顯示，不同坯料的冷加工性能差異較大。3種溫度軋制的坯料在進(jìn)行30%變形時，絲材外觀均正常，將絲材橫截面放大50倍，未觀察到缺陷。850 ℃軋制的棒材，冷加工量到36%時，表面出現(xiàn)了肉眼可見裂紋；加工量為42%時，發(fā)生斷裂，絲材內(nèi)部裂紋已貫穿。940 ℃軋制的棒材，變形量到48.6%發(fā)生斷裂。1000 ℃軋制的棒材，經(jīng)59%的變形，表面萌生裂紋，發(fā)現(xiàn)可視缺陷，變形至63%才發(fā)生斷裂。比較來看，高溫軋制的棒坯，表現(xiàn)出較高的冷連軋變形能力；低溫軋制的棒坯，冷連軋時更容易開裂，塑性變形能力較差。

金屬熱加工過程中，在變形的同時會發(fā)生動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶，同時伴隨有加工硬化和流變軟化現(xiàn)象。TC20棒材在相變點附近加熱，變形溫度較高，棒坯在熱軋過程中充分回復(fù)，過程中軟化作用更顯著，畸變能較低，β相含量較高，更有利于其后面冷加工過程塑性變形。而熱變形溫度低，棒材在熱加工過程中組織充分破碎，內(nèi)部晶體缺陷大量增殖，位錯密度增大，在晶界及其附近聚集，運動過程中彼此交截，形成割階，使位錯的可動性減小，許多位錯交互作用后，纏結(jié)在一起，形成位錯纏結(jié)，使位錯運動變得十分困難，同時，又沒有足夠的驅(qū)動力進(jìn)行動態(tài)回復(fù)，變形抗力快速增大，塑性變形能力降低，造成后面冷連軋成形性較差。

1000 ℃熱軋坯經(jīng)45%的冷連軋變形后，橫向金相組織(圖3a)演變?yōu)閺浬⒎植鸡?β相，并夾雜少量尺寸略大的點狀α相，縱向金相組織照片(圖3a)顯示α相沿軋制方向拉長。與圖1a和圖2a的坯料組織相比，冷軋后絲材組織在破碎和細(xì)化的同時，縱向α相的連續(xù)性增強(qiáng)。

表3為1000 ℃熱軋坯經(jīng)45%的冷連軋變形得到的絲材的室溫拉伸性能，絲材抗拉強(qiáng)度超過1230 MPa，屈服強(qiáng)度在1000 MPa以上，延伸率達(dá)12%，斷面收縮率約38%左右，與一般熱加工得到的絲棒材抗拉強(qiáng)度≥900 MPa，斷面收縮率≥25%相比，冷加工絲材的塑性水平與之相當(dāng)，沒有明顯降低，而抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度明顯增高，綜合力學(xué)性能良好。這是因為冷連軋得到的絲材，加工硬化提高了其強(qiáng)度，同時細(xì)小均勻的組織可以保證其相對較優(yōu)的塑性，得到理想的綜合性能匹配，可以滿足血管內(nèi)導(dǎo)絲等對強(qiáng)度和塑性要求較高的醫(yī)療器械產(chǎn)品。

圖3 冷加工態(tài)TC20絲材金相組織照片F(xiàn)ig.3 Metallographs of cold-rolled TC20 wire: (a) lateral, (b) longitudinal

表3 冷加工態(tài)TC20絲材室溫力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties of cold-rolled TC20 wire

3.3 分析和討論

為進(jìn)一步分析坯料組織狀態(tài)對坯料冷加工成形性能的影響，分別對不同溫度軋制的棒材進(jìn)行了室溫壓縮實驗。圖4是不同溫度軋制的熱加工態(tài)TC20合金的室溫壓縮應(yīng)力應(yīng)變曲線。可以看出，1000 ℃熱軋的棒材的壓縮率最高，在抗壓強(qiáng)度超過1160 MPa的情況下，斷裂壓縮率達(dá)到了60%。而850 ℃軋制的棒材的壓縮曲線顯示，斷裂時抗壓強(qiáng)度高達(dá)1250 MPa，壓縮率減至40%，塑性變形能力較低。

結(jié)合圖5的棒坯壓縮試樣塑性變形階段應(yīng)力-應(yīng)變曲線來看，高溫軋制的棒材，緩慢進(jìn)入塑性變形階段，在塑性變形過程中，抗壓強(qiáng)度逐漸上升，加工硬化速率較慢，對圖5的1000 ℃熱軋坯塑性變形階段應(yīng)力-應(yīng)變曲線擬合，近似一條直線，斜率為1.96；對940 ℃熱軋坯塑性變形階段應(yīng)力-應(yīng)變曲線擬合，直線斜率為4.25，加工硬化速率提高；低溫軋制的棒材，快速進(jìn)入塑性變形階段，塑性變形階段擬合直線的斜率達(dá)9.57，抗壓強(qiáng)度快速攀升，棒材急速發(fā)生加工硬化，并很快產(chǎn)生了斷裂。比較來看，高溫軋制棒材，加工硬化率較低，可以持續(xù)發(fā)生塑性變形，維持較大的變形量；而低溫軋制的棒材則相反，塑性變形階段較短，材料快速硬化、失效，抵抗變形能力更強(qiáng)，不利于后期冷軋變形。

圖4 不同溫度軋制的TC20棒材室溫壓縮應(yīng)力應(yīng)變曲線Fig.4 Stress and strain curves of TC20 rods hot rolled at different temperatures

對不同溫度軋制的棒材進(jìn)行室溫壓縮實驗，斷口與試樣軸線夾角約為45°，屬于剪切斷裂。1000 ℃熱軋坯及850 ℃熱軋坯的室溫壓縮斷口掃描電鏡照片分別如圖6和圖7所示?？梢钥吹?，TC20棒坯壓縮斷裂后均為典型的切應(yīng)變斷口，圖6b和圖7b顯示斷口中部斷裂區(qū)由大大小小的韌窩組成；進(jìn)一步放大，圖6c和圖7c是拋物線形剪切韌窩，在切應(yīng)力作用下，顯微空洞沿剪切方向被拉長，圖6d和圖7d是細(xì)長舌狀的剪切平面，相對光滑。

圖5 不同溫度軋制的TC20棒材塑性變形階段壓縮應(yīng)力應(yīng)變曲線Fig.5 Stress and strain curves during plastic deformation stage of TC20 rods hot rolled at different temperatures

與1000 ℃熱軋坯的壓縮斷口相比，850 ℃熱軋坯壓縮斷口，光滑的剪切平面占比更大，只有少量的拋物線形的塑性斷裂韌窩。說明1000 ℃軋制的TC20棒材，塑韌性更佳。低溫軋制的棒材，可能因為位錯密度大，成核中心多，間距小，則韌窩更容易相互連接，韌窩淺平，材料的塑性變形能力弱。

圖6 1000 ℃熱軋坯壓縮斷口形貌Fig.6 Compression fracture morphology of TC20 bar rolled at 1000 ℃

圖7 850 ℃熱軋坯壓縮斷口形貌Fig.7 Compression fracture morphology of TC20 bar rolled at 850 ℃

結(jié)合圖2坯料縱向組織看，不同的溫度下軋制的棒材，縱向微觀組織均有加工流線。高溫軋制的坯料，縱向α相為紡錘形，流線斷斷續(xù)續(xù)，連續(xù)性不強(qiáng)，可以維持較大冷變形量；低溫軋制的坯料，縱向流線是連續(xù)線狀，α相比例增加，在冷連軋過程中容易開裂，冷加工成形性不佳。結(jié)合文獻(xiàn)[8]來看，斷續(xù)的α相，應(yīng)力集中概率低，比較不容易被撕裂，可以實現(xiàn)較大的變形[8]。因此，縱向連續(xù)纖維狀的α相組織的存在對絲材冷連軋變形不利。

金屬材料的晶體結(jié)構(gòu)不同，其應(yīng)變硬化系數(shù)也不同[9]。鈦合金中α相是密排六方結(jié)構(gòu)，β相是體心立方結(jié)構(gòu)，高溫下加工的絲棒材，β相占比較高，因此塑性變形能力更好。

綜合而言，高溫?zé)彳堊冃蔚陌舨?，變形熱可以給予較大的補(bǔ)償，變形后加工硬化程度弱，缺陷率低，α相含量低且不連續(xù)分布在β相基體上，在后續(xù)冷連軋加工過程中，可以實現(xiàn)更大程度的變形。

4 結(jié) 論

本文研究分析了不同溫度熱軋的具有不同組織狀態(tài)的TC20鈦合金棒坯的冷成形性能，得到如下結(jié)論：

(1) 熱軋溫度對TC20合金棒坯冷軋成形性影響較大。坯料的顯微組織和相組成是影響TC20合金冷軋成形性的關(guān)鍵因素。1000 ℃熱軋的TC20棒坯，β相含量較高，α相為紡錘形，不連續(xù)，冷軋變形率可達(dá)60%。

(2) 冷連軋絲材抗拉強(qiáng)度約1230 MPa，屈服強(qiáng)度在1000 MPa以上，延伸率達(dá)12%，斷面收縮率約38%，與熱拉拔絲材相比，綜合力學(xué)性能良好。

(3) 室溫壓縮性能可直觀表征棒坯的冷軋成形性能，室溫壓縮實驗過程中，1000 ℃熱軋的棒材斷裂壓縮率較高，塑性變形階段硬化較慢，冷軋成形性更好。