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、強度高、耐腐蝕、無磁性、良好的生物相容性等特點。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)準規(guī)定兩相高強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)熱處理促進高強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晶高強Ti-6Al-4V鈦合金力學(xué)性能進行分析比較，研究認為后者具有使高強兩相鈦合金棒材和線材獲得細晶等軸組織和協(xié)調(diào)改善其高強高韌的獨特優(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 細晶兩相鈦合金韌化的組織特征因素

在細晶兩相鈦合金中，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]。進一步研究認為，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)致微裂紋擴展與基面存在一定偏轉(zhuǎn)，阻礙微裂紋萌生和擴展，提高合金韌性(圖1)[9]，這為調(diào)控高強合金中細晶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韌性匹配[10]。作者課題組前期研究認為，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，增加裂紋擴展阻力[11]。因此，有必要進一步研究細晶高強兩相鈦合金中多尺度次生α相特征參數(shù)對裂紋形核、擴展機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度[12]，比如棒材的機械矯直處理過程中，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理及其對變形斷裂機理的影響尚不清晰[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散,是析出α相形核和長大的主要因素[25]。

3 大變形細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)的位錯和細晶強化使合金抗拉強度明顯提高。已有研究表明，多步軋制Ti-6Al-4V合金的抗拉強度可達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 工藝制備的細晶Ti-6Al-4V合金拉伸強度達到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進一步對比了上述3種典型大變形加工鈦合金的強度和塑性(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合金的屈服強度和抗拉強度分別為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)級大變形高強醫(yī)用鈦合金棒材和線材的韌化進行調(diào)控和探索仍具有重要的理論和應(yīng)用意義。

4 大變形細晶兩相鈦合金的電熱處理韌化探索

4.1 電熱處理對細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)生細化[39]，理論分析認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合金的晶粒細化，從而提高鈦合金的強度。

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合金棒材進行600～800 ℃/50 s電熱處理，研究表明合金拉伸性能遠高于ASTM標(biāo)準(抗拉強度860 MPa 和延伸率10%)，而且650 ℃/50 s電熱處理合金的抗拉強度和延伸率高達1104 MPa和13.5%(圖5)[43]，這與HPT加工合金的強度和塑性處于同一水平。進一步研究認為，等徑通道塑性變形Ti-6Al-4V合金經(jīng)過620 ℃/5 min焦耳熱處理，其抗拉強度和延伸率分別達到1400 MPa和13%[35]，這說明電熱處理有利于鈦合金獲得高強-高塑的綜合力學(xué)性能，有望改善其它大變形細晶高強鈦合金的塑韌性。

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，同時促進晶粒細化，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，這是因為大電流促使空位集中，有利于位錯攀移，使合金快速發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶，有利于晶粒進一步細化[53, 54]。同時也發(fā)現(xiàn)在變形過程中電熱處理能夠促進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)空位和位錯對細小等軸α相再結(jié)晶及取向演變機理以及對力學(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一步擴展[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相析出對鈦合金強度和韌性的影響需進行系統(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，獲得均勻細小的晶粒(尺寸甚至達到納米級)，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，物理機制復(fù)雜，變形參數(shù)難控。因此，多場耦合機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。

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現(xiàn)其再結(jié)晶晶粒細化、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)對鈦合金位錯運動和組織演變的影響機理尚不明確，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化、取向調(diào)控和微觀殘余應(yīng)力的影響規(guī)律仍需進一步挖掘，這也將為其在工業(yè)生產(chǎn)中的廣泛應(yīng)用奠定基礎(chǔ)。