摘要：基于d電子理論設計了成分為Ti-21Nb-7M0-6Sn的亞穩(wěn)態(tài)β鈦合金，采用偏光顯微鏡、x射線衍射儀和透射電子顯微鏡等設備，研究了Ti-21Nb-7M0-6Sn合金在冷軋和退火過程中顯微組織的演變。結果表明：冷軋產生大量位錯和晶界，組織由β相轉變?yōu)?alpha;”相;在退火過程中，α”相轉變?yōu)?beta;相，再結晶優(yōu)先在板條馬氏體區(qū)形成;隨退火溫度的升高，Ti-21Nb-7M0-6Sn合金的彈性模量先降低后升高，彈性回復率則與之相反;923K退火10min后，獲得了最低的彈性模量(53GPa)和最高的彈性回復率(69.84%)。

　　關鍵詞：應力誘發(fā)馬氏體相變;B鈦合金;彈性模量;超彈性

　　《農銀學刊》(雙月刊)1991年創(chuàng)刊，是由中國農業(yè)銀行股份有限公司主管，中國農業(yè)銀行股份有限公司武漢培訓學院、農銀報業(yè)有限公司主辦的國內外公開發(fā)行的經濟金融類理論期刊。

　　人體各部分的組織主要由聚合物(蛋白質)和陶瓷(骨礦物)組成，金屬元素在人體中只是微量元素。然而，金屬及其合金作為生物材料，在外科尤其是骨科中起著主導作用，在非骨組織(如血管)中也有重大應用。隨著臨床上金屬植人物的大量使用，越來越多的金屬及其合金被開發(fā)，如不銹鋼，鈷合金，鈦合金和其他合金(如Ni，Mg，Ta等合金)。與不銹鋼和Co-Cr合金相比，鈦合金的比強度較高。鈦合金作為生物材料，由于其較低的彈性模量、優(yōu)越的生物相容性和耐腐蝕性，可以在醫(yī)用領域大范圍應用。比較常用的鈦和鈦合金為：工業(yè)純鈦，α+β鈦合金和亞穩(wěn)態(tài)β鈦合金。與其他常用的鈦合金相比，目前以Ti-Nb，Ti-Mo，Ti-Zr和Ti-Ta為基體的β鈦合金具有更高的強度和更低的彈性模量，并且具有特殊的形狀記憶特性。其中，新型Ti-Nb基β鈦合金是生物醫(yī)用鈦合金的研究重點和熱點，添加Mo，Ta等元素的Ti-Nb基β鈦合金是目前最具有研究前景的新型生物醫(yī)用材料。已經開始使用的Ti-Nb基β鈦合金有Ti-35Nb-5Ta-7Zr，Ti-34Nb-9Zr-8Ta，Ti-29Nb-13Ta-4.6Zr和Ti-13Nb-13Zr合金等。

　　本文基于d電子理論，設計了成分為Ti-21Nb-7Mo-6Sn的亞穩(wěn)態(tài)β鈦合金，對鈦合金在冷變形和后續(xù)退火工藝中的組織和性能進行了研究，主要探討了冷變形后退火溫度對合金中馬氏體相變和超彈性的影響。

　　1試驗方案

　　1.1成分設計

　　d電子理論是指鈦合金的電子結構可以由Bo和Md兩個參數(shù)來表征，其中Md表征原子尺寸、電負性及合金化等因素的綜合影響，Bo表征原子之間電子云的重疊，是原子間共價鍵強度的度量，此處表征Ti原子與合金化元素之間的共價鍵強度。本試驗所選取元素的Md和Bo值如表1所示。對于復雜成分的合金，按合金(或某一相)成分計算Md平均值和Bo(結合次數(shù))值，定義如下：

　　1.2材料準備和測試

　　本試驗采用磁控鎢極電弧爐制備Ti-21Nb-7Mo-6Sn合金，采用軋制變形量為90%的試樣進行冷變形處理，每道次變形量為5%左右，隨后在軋制基礎上進行退火處理。退火溫度分別為723，823，923和1023K，保溫時間為10min，空冷至室溫。將不同狀態(tài)的Ti-21Nb-7Mo-6Sn合金進行組織觀察和力學性能測試，分析不同退火溫度對合金的顯微組織和力學性能的影響。

　　Ti-21Nb-7Mo-6Sn合金的組織觀察和力學性能測試方法如下：采用x射線衍射儀(X-ray powderdiffractometer，XRD)來分析合金的相組成;通過偏光顯微鏡(polarized optical microscope，POM)來觀察合金的顯微組織;采用透射電子顯微鏡(transmissionelectron microscope，TEM)來觀察合金的馬氏體相變以及其他顯微組織的變化;采用納米壓痕儀測試合金的彈性模量;采用萬能硬度試驗儀測量加載一卸載曲線圖來表征合金的超彈性。

　　2結果和分析

　　2.1顯微組織分析

　　圖2為軋制變形量為90%時Ti-21Nb-7Mo-6Sn合金退火處理后的XRD譜圖。退火溫度分別為723，823，923和1023K，時間為10min。與未退火試樣相比，退火態(tài)試樣的峰值較為明顯。退火態(tài)試樣的微觀組織主要包含β相和少量馬氏體相。在923K退火時，β相的峰高極為明顯。結果表明，在一定溫度下退火可以釋放合金的內應力。在退火溫度為1023K時，Ti-21Nb-7Mo-6Sn合金的組織為單一β相，說明已完成馬氏體的逆相變，但峰值低于923K，晶粒已長大。

　　軋制變形量為90%時不同溫度退火后的Ti-21Nb-7Mo-6Sn合金的POM圖如圖3所示。從圖3中可以看出，在退火溫度為723K時，馬氏體板條集中于原始B相晶界處。這是因為晶界處于高能量部位，位錯等缺陷易于集中在晶界處，加上軋制產生的內應力，為應力誘發(fā)馬氏體相變提供了充足的能量。隨著退火溫度的升高，再結晶相形成于馬氏體板條上，并逐漸形成極其細小的晶粒。在溫度達到1023K時，已看不到馬氏體板條，且形成的再結晶晶粒也開始長大，與圖2中XRD譜圖結果一致。

　　圖4為Ti-21Nb-7Mo-6Sn合金從鑄態(tài)先進行90%的軋制后再進行退火處理的組織變化示意圖。圖4(a)是Ti-21Nb-7Mo-6Sn合金的鑄態(tài)組織圖，此時組織為粗大的β等軸晶，當進行90%的軋制變形后，Ti-21Nb-7Mo-6Sn合金的晶界被拉長，變模糊，并且開始有應變誘發(fā)馬氏體的存在，如圖4(b)所示。圖4(c)～4(f)描述了Ti-21Nb-7Mo-6Sn合金隨著退火溫度升高或退火時間延長組織發(fā)生的變化。退火時，會在馬氏體板條上形核，形成細小再結晶晶粒;隨著退火時間延長或者退火溫度升高，因退火形成的再結晶晶粒逐漸增多，直至完全發(fā)生再結晶，此時Ti-21Nb-7Mo-6Sn合金的組織呈細小的β等軸晶，見圖4(f)。

　　上述結果表明：晶粒優(yōu)先在馬氏體板條上形核，說明在馬氏體板條區(qū)域有極高的能量，為Ti-21Nb-7Mo-6Sn合金形核提供了足夠的能量。同時也說明形核和再結晶時馬氏體板條內部也存在晶格旋轉，這種旋轉是為了適應所在區(qū)域和周圍區(qū)域的應變。隨著退火溫度的變化，滑移帶在變形帶中的數(shù)量不同，導致晶格的旋轉不均勻、不同步，并逐漸演變?yōu)榫哂写蠼嵌染Ы绲募毦Я！Ｓ捎谧冃尾痪鶆颍诰Ы缣幯葑兂杉毦Я５默F(xiàn)象更為明顯。再結晶和晶格旋轉使Ti-21Nb-7Mo-6Sn合金在軋制+退火工藝下形成了細晶粒甚至納米晶組織。因此，納米結構的形成與板條馬氏體的演化密切相關。隨著宏觀塑性變形量的增加，變形區(qū)的切向應變增大，導致晶格旋轉角度增大，微晶和納米晶的尺寸增大，在退火時，隨著溫度的升高，晶粒逐漸長大。