MA-SPS制备超细晶Ti-8Mo-3Fe合金的摩擦磨损性能

工程科学学报，第39卷，第3期：426-431,2017年3月 Chinese Journal of Engineering,Vol.39,No.3:426-431,March 2017 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2017.03.015:http://journals.ustb.edu.cn MA一SPS制备超细晶Ti-8Mo一3Fe合金的摩擦磨损 性能 王 涛，路新四，徐伟，章林，曲选挥 北京科技大学新材料技术研究院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:luxin@usth.cu.cn 摘要以机械合金化+放电等离子烧结(MA-SPS)制备的超细晶Ti-8Mo-3Fe合金为研究对象，研究了合金在模拟体液 (SBF)中的摩擦磨损性能，并与放电等离子烧结制备的微米尺寸晶粒的T-8Mo-3Fe合金、铸造纯Ti及Ti6Al-4V(TC4)合 金进行了对比.结果表明：采用MA-SPS工艺可制备出高致密度、组织均匀的超细晶Ti-8Mo-3Fe合金，合金由B相及少量a 相组成，平均晶粒尺寸为1.5um,显微硬度为448HV:在相同摩擦磨损条件下，超细晶Ti-8Mo-3Fe合金的摩损程度明显低于 微米晶粒Ti8Mo-3Fe和铸态的纯Ti及TC4合金，具有最低的磨损体积和较稳定的摩擦系数.超细晶Ti8Mo-3Fe合金的磨 损机制为磨粒磨损，而微米晶粒T8Mo-3Fe和铸态纯及TC4合金的磨损机制为磨粒磨损和黏着磨损并存的混合磨损. 关键词钛合金：机械合金化：材料摩擦磨损：磨损机制 分类号TG146.2 Friction and wear properties of ultrafine grain Ti-8Mo-3Fe alloys fabricated by MA-SPS WANG Tao,LU Xin,XU Wei,ZHANG Lin,QU Xuan-hui Institute for Advanced Materials and Technology,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:luxin@ustb.edu.cn ABSTRACT The friction and wear properties of ultrafine grain Ti-8Mo-3Fe alloy fabricated by mechanical alloying (MA)and sub- sequent spark plasma sintering (SPS)were investigated in SBF simulated body fluid.It was compared with those of as-SPSed micron size grain Ti-8Mo-3Fe alloy and as-casted Ti and TC4 alloy.The results show that ultrafine grain Ti-8Mo-3Fe alloy with high density and uniform microstructure can be fabricated by MA-SPS,and the alloy mainly consists of B-Ti phase and a small amount of a Ti phase.The average grain size is 1.5um,and the microhardness is 448 HV.In the same wear condition,the wear degree of ultrafine grain Ti-8Mo-3Fe alloy is significantly lower than those of micro-erystalline Ti-8Mo-3Fe,as-easted Ti,and TC4 alloy,so it has the lowest wear volume and stable friction coefficient.Ultrafine grain Ti-8Mo-3Fe alloy is mainly characterized by abrasive wear,but micro-crystalline Ti-8Mo-3Fe,as-casted Ti and TC4 alloy are characterized by abrasive and adhesion wear. KEY WORDS titanium alloys;mechanical alloying;friction and wear of materials:wear mechanisms 钛及其合金由于具有生物相容性好、耐腐蚀能力614V(TC4)合金，目前已占医用钛材料使用量的 强、力学性能优异等优点而被成功应用在生物医用植80%以上.但是，纯钛的耐磨性能较差，在体内易 入材料领域，其中最早得到临床应用的是纯Tⅰ和T一产生含Tⅰ的磨屑，从而引起炎症、骨吸收和疼痛等问 收稿日期：201605-14 基金项目：北京市自然科学基金资助项目(2163053)：新金属材料国家重点实验室开放基金资助项目(2012Z-10)

工程科学学报，第 39 卷，第 3 期: 426--431，2017 年 3 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 39，No． 3: 426--431，March 2017 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2017． 03． 015; http: / /journals． ustb． edu． cn MA--SPS 制备 超 细 晶 Ti--8Mo--3Fe 合 金 的 摩 擦 磨 损 性能 王 涛，路 新，徐 伟，章 林，曲选辉 北京科技大学新材料技术研究院，北京 100083  通信作者，E-mail: luxin@ ustb． edu． cn 摘 要 以机械合金化 + 放电等离子烧结( MA--SPS) 制备的超细晶 Ti--8Mo--3Fe 合金为研究对象，研究了合金在模拟体液 ( SBF) 中的摩擦磨损性能，并与放电等离子烧结制备的微米尺寸晶粒的 Ti--8Mo--3Fe 合金、铸造纯 Ti 及 Ti--6Al--4V( TC4) 合 金进行了对比． 结果表明: 采用 MA--SPS 工艺可制备出高致密度、组织均匀的超细晶 Ti--8Mo--3Fe 合金，合金由 β 相及少量 α 相组成，平均晶粒尺寸为 1. 5 μm，显微硬度为 448 HV; 在相同摩擦磨损条件下，超细晶 Ti--8Mo--3Fe 合金的摩损程度明显低于 微米晶粒 Ti--8Mo--3Fe 和铸态的纯 Ti 及 TC4 合金，具有最低的磨损体积和较稳定的摩擦系数． 超细晶 Ti--8Mo--3Fe 合金的磨 损机制为磨粒磨损，而微米晶粒 Ti--8Mo--3Fe 和铸态纯 Ti 及 TC4 合金的磨损机制为磨粒磨损和黏着磨损并存的混合磨损． 关键词 钛合金; 机械合金化; 材料摩擦磨损; 磨损机制 分类号 TG146. 2 Friction and wear properties of ultrafine grain Ti--8Mo--3Fe alloys fabricated by MA--SPS WANG Tao，LU Xin ，XU Wei，ZHANG Lin，QU Xuan-hui Institute for Advanced Materials and Technology，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China  Corresponding author，E-mail: luxin@ ustb． edu． cn ABSTＲACT The friction and wear properties of ultrafine grain Ti--8Mo--3Fe alloy fabricated by mechanical alloying ( MA) and sub￾sequent spark plasma sintering ( SPS) were investigated in SBF simulated body fluid． It was compared with those of as-SPSed micron size grain Ti--8Mo--3Fe alloy and as-casted Ti and TC4 alloy． The results show that ultrafine grain Ti--8Mo--3Fe alloy with high density and uniform microstructure can be fabricated by MA--SPS，and the alloy mainly consists of β-Ti phase and a small amount of α-Ti phase． The average grain size is 1. 5 μm，and the microhardness is 448 HV． In the same wear condition，the wear degree of ultrafine grain Ti--8Mo--3Fe alloy is significantly lower than those of micro-crystalline Ti--8Mo--3Fe，as-casted Ti，and TC4 alloy，so it has the lowest wear volume and stable friction coefficient． Ultrafine grain Ti--8Mo--3Fe alloy is mainly characterized by abrasive wear，but micro-crystalline Ti--8Mo--3Fe，as-casted Ti and TC4 alloy are characterized by abrasive and adhesion wear． KEY WOＲDS titanium alloys; mechanical alloying; friction and wear of materials; wear mechanisms 收稿日期: 2016--05--14 基金项目: 北京市自然科学基金资助项目( 2163053) ; 新金属材料国家重点实验室开放基金资助项目( 2012Z--10) 钛及其合金由于具有生物相容性好、耐腐蚀能力 强、力学性能优异等优点而被成功应用在生物医用植 入材料领域，其中最早得到临床应用的是纯 Ti 和 Ti-- 6Al--4V( TC4) 合 金，目前已占医用钛材料使用量的 80% 以上［1--4］． 但是，纯钛的耐磨性能较差，在体内易 产生含 Ti 的磨屑，从而引起炎症、骨吸收和疼痛等问

王涛等：MA-SPS制备超细晶Ti-8Mo-3Fe合金的摩擦磨损性能 ·427 题.此外，长期植入人体的V和A1离子的析出也会对 粉和铁粉为原料，其中Mo和Fe的质量分数分别为 人体造成伤害.因此，研究并开发生物相容性好、 8%、3%.将原料粉末均匀混合后，采用三维振动式球 无毒性元素以及优异耐磨性的新型医用钛合金材料受 磨机进行高能球磨.球磨罐材质为GCl5轴承钢，磨 到了越来越多的重视切.近年来，一些包含Nb、Zr、 球为不锈钢球，球料质量比为10：1.为了控制球磨的 Mo、Fe等元素的新型B型钛合金相继开发出来，Mo、 速率和防止氧化，在球磨过程中以2%（质量分数）的 Fe元素作为潜在的降低钛合金制备成本的重要元素 硬脂酸作为过程控制剂，并在球磨罐中封入高纯氩气. 而得到关注，其中Fe在钛合金中具有较高的扩散速 球磨机转速为l400r·min,球磨时间为6h.将球磨 率，对于提高合金体系的热稳定性和非晶形成能力有 后的粉末在真空手套箱中取出，随即装入石墨模具中， 着重要的作用.相比于+B型钛合金，B型合金具有 然后将石墨模具置入日本DR.SINTERING-1O50放电 强度高、弹性模量低和生物相容性优异的优势.然而， 等离子烧结炉中进行烧结处理，随炉冷却至室温即可 B型钛合金仍然存在着耐摩擦磨损性能不足的缺 得到超细晶Ti-8Mo-3Fe合金块体材料.具体烧结工 点.作为生物医用植入材料，不仅要求具有良好的 艺为：以100℃·min'的速度升温至900℃，然后保温 力学性能和生物相容性，其耐磨性能也至关重要.如 5min后随炉冷却，烧结过程外加轴向压力为40MPa, 果材料耐磨性能较差，在植入体内经过长期的磨损后 系统真空度为2Pa,所制备烧结样尺寸为b20mm×6 会产生大量的磨屑游离于周围组织，从而限制骨骼对 mm.以同成分配比原料混合粉末直接进行放电等离 养分的吸收，引起组织的发炎、感染和骨质流失等问 子烧结处理，即可得到具有微米尺寸晶粒的T-8Mo一 题，甚至产生植入体松动的严重后果.可以说，抗摩擦 3Fe合金对比试样. 磨损性能的强弱直接决定了医用金属植入材料在体内 各样品表面经过打磨及抛光后，在UMTⅡ型摩擦 服役时间的长短.因此，研究并提高医用钛合金材料 磨损仪上进行摩擦磨损实验.实验在模拟体液(SBF) 的耐磨性能是十分必要的.目前已有文献对T℃4及 中进行，其成分为：NaCl8.035gL,NaHC0,0.355g Ti-13Nb-13Zr合金的摩擦磨损性能进行了一系列的 L,KCl0.225g·L,K2HP04·3H200.231g·L, 报道B,9-0,而有关生物医用B型Ti-Mo合金体系的 MgCl26H2 O 0.311 gL-,HCI 0.039 mol .L,CaCl2 摩擦磨损性能方面的文献还鲜有报道 0.292gL-,NaS040.072gL-,C4HN036.118g 研究表明，细化晶粒是提高材料综合性能的重要 途径四.与传统医用钛合金相比，超细晶钛合金具有 L,HCl0~0.005molL,pH值为7.4.采用球-平 面接触，往复滑动方式，对磨材料采用直径为5mm的 更高的强度、硬度和更好的疲劳性能，其耐磨、耐腐蚀 性能也得到改善m.Webster等研究了钛合金的 氮化硅球，滑动频率为1Hz,滑动幅度为15mm,运行 晶粒尺寸对细胞黏附行为和生物相容性的影响，发现 时间为30min.考虑到医用钛合金主要作为人工关节 纳米晶和超细晶的钛合金材料具有更好的造骨细胞黏 等替代组织，从事剧烈运动的环境较少，因此设定实验 附能力.La等研究了不同晶粒尺寸Ti的耐磨性 载荷为3N.摩擦系数的变化曲线由计算机自动采集 的数据绘制而成.磨损率采用磨损体积损失表示.磨 能，发现超细晶的T具有更加优异的耐磨损性能.因 此，通过细化晶粒制备的超细晶甚至是纳米晶的医用 损质量失重在室温下采用感量为0.01mg的电子天平 钛合金材料将具有更加优异的耐摩擦磨损性能。放电 测量 等离子烧结(SPS)是一种短时、高效地制备高性能材 采用日本理学(Ruguka)公司Dmax-RB型12kW 料的粉体烧结技术，具有烧结温度低、加热速度快、烧 旋转阳极X射线分析仪对烧结体进行物相分析，辐射 结时间短、烧结致密度高等优点，能有效地控制烧结试 源为铜靶(CuK。=0.15406nm),扫描速率为2°· 样晶粒的长大，在制备块体纳米晶、超细晶材料方面具 min,20角测量范围在10°~90°.利用HXD-1000型 有独特的优势a 显微硬度计测定样品的硬度.采用JSM6510A型扫 综上所述，本文选择以机械合金化结合放电等离 描电镜(SEM)进行样品组织、磨痕表面形貌及磨屑形 子烧结制备的超细晶Ti-8Mo-3Fe合金为研究对象， 态的观察，其中所用侵蚀液为5%氢氟酸+10%硝酸 同时将直接放电等离子烧结制备的Ti-8Mo一3Fe合 +85%水（体积分数）的Koll腐蚀溶液. 金、铸造纯T及TC4合金作为对照，测试了4种材料 2结果与讨论 在模拟体液中的摩擦磨损性能，并对4种材料在磨损 实验中发生的磨损机制进行了分析 2.1显微组织 图1为铸态纯Ti及TC4合金、放电等离子烧结制 实验 备的微米晶粒Ti-8Mo-3Fe和超细晶Ti-8Mo-3Fe合 本实验以纯度大于99.9%的-500目的钛粉、钼 金的X射线衍射图谱.从图中可以看出，超细晶T一

王 涛等: MA--SPS 制备超细晶 Ti--8Mo--3Fe 合金的摩擦磨损性能 题． 此外，长期植入人体的 V 和 Al 离子的析出也会对 人体造成伤害［5--6］． 因此，研究并开发生物相容性好、 无毒性元素以及优异耐磨性的新型医用钛合金材料受 到了越来越多的重视［7］． 近年 来，一 些 包 含 Nb、Zr、 Mo、Fe 等元素的新型 β 型钛合金相继开发出来，Mo、 Fe 元素作为潜在的降低钛合金制备成本的重要元素 而得到关注，其中 Fe 在钛合金中具有较高的扩散速 率，对于提高合金体系的热稳定性和非晶形成能力有 着重要的作用． 相比于 α + β 型钛合金，β 型合金具有 强度高、弹性模量低和生物相容性优异的优势． 然而， β 型钛合金仍然存在着耐摩擦磨损性能不足的缺 点［3，8］． 作为生物医用植入材料，不仅要求具有良好的 力学性能和生物相容性，其耐磨性能也至关重要． 如 果材料耐磨性能较差，在植入体内经过长期的磨损后 会产生大量的磨屑游离于周围组织，从而限制骨骼对 养分的吸收，引起组织的发炎、感染和骨质流失等问 题，甚至产生植入体松动的严重后果． 可以说，抗摩擦 磨损性能的强弱直接决定了医用金属植入材料在体内 服役时间的长短． 因此，研究并提高医用钛合金材料 的耐磨性能是十分必要的． 目前已有文献对 TC4 及 Ti--13Nb--13Zr 合金的摩擦磨损性能进行了一系列的 报道［3，9--10］，而有关生物医用 β 型 Ti--Mo 合金体系的 摩擦磨损性能方面的文献还鲜有报道． 研究表明，细化晶粒是提高材料综合性能的重要 途径［11］． 与传统医用钛合金相比，超细晶钛合金具有 更高的强度、硬度和更好的疲劳性能，其耐磨、耐腐蚀 性能也得到改善［12--13］． Webster 等［14］研究了钛合金的 晶粒尺寸对细胞黏附行为和生物相容性的影响，发现 纳米晶和超细晶的钛合金材料具有更好的造骨细胞黏 附能力． La 等［15］ 研究了不同晶粒尺寸 Ti 的耐磨性 能，发现超细晶的 Ti 具有更加优异的耐磨损性能． 因 此，通过细化晶粒制备的超细晶甚至是纳米晶的医用 钛合金材料将具有更加优异的耐摩擦磨损性能． 放电 等离子烧结( SPS) 是一种短时、高效地制备高性能材 料的粉体烧结技术，具有烧结温度低、加热速度快、烧 结时间短、烧结致密度高等优点，能有效地控制烧结试 样晶粒的长大，在制备块体纳米晶、超细晶材料方面具 有独特的优势［16］． 综上所述，本文选择以机械合金化结合放电等离 子烧结制备的超细晶 Ti--8Mo--3Fe 合金为研究对象， 同时将直接放电等离子烧结制备的 Ti--8Mo--3Fe 合 金、铸造纯 Ti 及 TC4 合金作为对照，测试了 4 种材料 在模拟体液中的摩擦磨损性能，并对 4 种材料在磨损 实验中发生的磨损机制进行了分析． 1 实验 本实验以纯度大于 99. 9% 的 － 500 目的钛粉、钼 粉和铁粉为原料，其中 Mo 和 Fe 的质量分数分别为 8% 、3% ． 将原料粉末均匀混合后，采用三维振动式球 磨机进行高能球磨． 球磨罐材质为 GCr15 轴承钢，磨 球为不锈钢球，球料质量比为 10∶ 1． 为了控制球磨的 速率和防止氧化，在球磨过程中以 2% ( 质量分数) 的 硬脂酸作为过程控制剂，并在球磨罐中封入高纯氩气． 球磨机转速为 1400 r·min － 1，球磨时间为 6 h． 将球磨 后的粉末在真空手套箱中取出，随即装入石墨模具中， 然后将石墨模具置入日本 DＲ． SINTEＲING--1050 放电 等离子烧结炉中进行烧结处理，随炉冷却至室温即可 得到超细晶 Ti--8Mo--3Fe 合金块体材料． 具体烧结工 艺为: 以 100 ℃·min － 1的速度升温至 900 ℃，然后保温 5 min 后随炉冷却，烧结过程外加轴向压力为 40 MPa， 系统真空度为 2 Pa，所制备烧结样尺寸为 20 mm × 6 mm． 以同成分配比原料混合粉末直接进行放电等离 子烧结处理，即可得到具有微米尺寸晶粒的 Ti--8Mo-- 3Fe 合金对比试样． 各样品表面经过打磨及抛光后，在 UMTⅡ型摩擦 磨损仪上进行摩擦磨损实验． 实验在模拟体液( SBF) 中进行，其成分为: NaCl 8. 035 g·L － 1，NaHCO3 0. 355 g· L － 1，KCl 0. 225 g·L － 1，K2 HPO4·3H2 O 0. 231 g·L － 1， MgCl2 ·6H2 O 0. 311 g·L － 1，HCl 0. 039 mol·L － 1，CaCl2 0. 292 g·L － 1，NaSO4 0. 072 g·L － 1，C4 H11 NO3 6. 118 g· L － 1，HCl 0 ～ 0. 005 mol·L － 1，pH 值为 7. 4． 采用球--平 面接触，往复滑动方式，对磨材料采用直径为 5 mm 的 氮化硅球，滑动频率为 1 Hz，滑动幅度为 15 mm，运行 时间为 30 min． 考虑到医用钛合金主要作为人工关节 等替代组织，从事剧烈运动的环境较少，因此设定实验 载荷为 3 N． 摩擦系数的变化曲线由计算机自动采集 的数据绘制而成． 磨损率采用磨损体积损失表示． 磨 损质量失重在室温下采用感量为 0. 01 mg 的电子天平 测量． 采用日本理学( Ｒuguka) 公司 Dmax--ＲB 型 12 kW 旋转阳极 X 射线分析仪对烧结体进行物相分析，辐射 源为 铜 靶 ( Cu Kα = 0. 15406 nm) ，扫 描 速 率 为 2°· min － 1，2θ 角测量范围在 10° ～ 90°． 利用 HXD--1000 型 显微硬度计测定样品的硬度． 采用 JSM--6510A 型扫 描电镜( SEM) 进行样品组织、磨痕表面形貌及磨屑形 态的观察，其中所用侵蚀液为 5% 氢氟酸 + 10% 硝酸 + 85% 水( 体积分数) 的 Kroll 腐蚀溶液． 2 结果与讨论 2. 1 显微组织 图 1 为铸态纯 Ti 及 TC4 合金、放电等离子烧结制 备的微米晶粒 Ti--8Mo--3Fe 和超细晶 Ti--8Mo--3Fe 合 金的 X 射线衍射图谱． 从图中可以看出，超细晶 Ti-- · 724 ·

·428 工程科学学报，第39卷，第3期 8Mo-3Fe合金主要由B相及少量a相组成，其衍射峰 图2为4种材料的显微组织图.由图可知，采用 尖锐，半高宽较窄，且峰形对称，表明该合金的结晶度 机械合金化+放电等离子烧结方法制备的超细晶材料 较高.由于在超细晶Ti-8Mo-3Fe合金的制备过程中 致密度较高，其显微组织均匀细小，平均晶粒尺寸为 元素粉末经过了长时间的球磨，Mo、Fe元素逐渐固溶 1.5μm.而未经球磨直接放电等离子烧结制备的同成 到Ti晶格中发生了VB相的转变.因此，在其衍射 分合金试样则主要由晶粒尺寸较大的α相所组成，平 图谱中Mo元素对应的衍射峰基本消失.微米晶粒Ti一 均晶粒尺寸达到60m;同时样品表面可观察到少量 8Mo-3Fe合金则主要由a相所组成，其衍射峰中还含 的孔隙存在，另外存在少量颗粒状的白色相，经能谱分 有少量未完全固溶的Mo相存在.铸态的纯Ti由单一 析为单质Mo,这是由于放电等离子烧结温度较低、过 的α相所构成，而铸态TC4合金则主要由α相及少量 程较短，M。元素没有完全扩散所致.铸造纯T的显微 B相组成. 组织是由粗大的等轴α相所组成，而铸造TC4合金则 主要由板条状的α相及板条之间的带状B相所构成. 0au-Ti◆B-Ti·Mo 2.2显微硬度 TC4 4种钛及合金材料的表面显微硬度如图3所示. 久炊 由图可知，与铸态的纯Ti及TC4合金相比，采用粉末 治金方法制备的Ti-8Mo-3Fe合金具有更高的显微硬 U 度值.其中铸态纯Ti的硬度值最小，仅为262V,铸 微品 态TC4的硬度值为323HV.微米晶粒Ti8Mo-3Fe合 Ti-8Mo-3Fe 人从 金的硬度为383HV,而超细晶Ti-8Mo-3Fe合金的硬 超细品 度值达到448HV,相较于微米晶粒Ti-8Mo-3Fe提高 Ti-8Mo-3Fe 了17%，而相较于铸态纯T1则提高了近70%.超细晶 0 20 0 40 50 607080 材料的高强度主要是由于细晶强化作用引起的，而材 201) 料表面硬度的提高，会使其抵抗局部塑性变形的能力 图14种钛及合金样品的X射线衍射图谱 增强，有助于其抗摩擦磨损性能的改善 Fig.1 XRD patterns of Ti and alloy samples 2.3摩擦磨损性能 图4为4种钛合金表面的摩擦系数与磨损时间的 10m 20μm 图24种钛及合金样品的的显微组织.(a)铸造纯钛：(b)铸造TC4:(c)微品Ti8Mo3Fe:(d)超细品T8Mo-3Fe Fig.2 Microstructures of different Ti and alloy samples:(a)casting Ti:(b)casting TC4:(c)micro-rystalline Ti-8Mo-3Fe:(d)ultrafine grain Ti-8Mo-3Fe

工程科学学报，第 39 卷，第 3 期 8Mo--3Fe 合金主要由 β 相及少量 α 相组成，其衍射峰 尖锐，半高宽较窄，且峰形对称，表明该合金的结晶度 较高． 由于在超细晶 Ti--8Mo--3Fe 合金的制备过程中 元素粉末经过了长时间的球磨，Mo、Fe 元素逐渐固溶 到 Ti 晶格中发生了 αβ 相的转变． 因此，在其衍射 图谱中 Mo 元素对应的衍射峰基本消失． 微米晶粒 Ti-- 8Mo--3Fe 合金则主要由 α 相所组成，其衍射峰中还含 有少量未完全固溶的 Mo 相存在． 铸态的纯 Ti 由单一 的 α 相所构成，而铸态 TC4 合金则主要由 α 相及少量 β 相组成． 图 2 4 种钛及合金样品的的显微组织 . ( a) 铸造纯钛; ( b) 铸造 TC4; ( c) 微晶 Ti--8Mo--3Fe; ( d) 超细晶 Ti--8Mo--3Fe Fig． 2 Microstructures of different Ti and alloy samples: ( a) casting Ti; ( b) casting TC4; ( c) micro-crystalline Ti--8Mo--3Fe; ( d) ultrafine grain Ti--8Mo--3Fe 图 1 4 种钛及合金样品的 X 射线衍射图谱 Fig． 1 XＲD patterns of Ti and alloy samples 图 2 为 4 种材料的显微组织图． 由图可知，采用 机械合金化 + 放电等离子烧结方法制备的超细晶材料 致密度较高，其显微组织均匀细小，平均晶粒尺寸为 1. 5 μm． 而未经球磨直接放电等离子烧结制备的同成 分合金试样则主要由晶粒尺寸较大的 α 相所组成，平 均晶粒尺寸达到 60 μm; 同时样品表面可观察到少量 的孔隙存在，另外存在少量颗粒状的白色相，经能谱分 析为单质 Mo，这是由于放电等离子烧结温度较低、过 程较短，Mo 元素没有完全扩散所致． 铸造纯 Ti 的显微 组织是由粗大的等轴 α 相所组成，而铸造 TC4 合金则 主要由板条状的 α 相及板条之间的带状 β 相所构成． 2. 2 显微硬度 4 种钛及合金材料的表面显微硬度如图 3 所示． 由图可知，与铸态的纯 Ti 及 TC4 合金相比，采用粉末 冶金方法制备的 Ti--8Mo--3Fe 合金具有更高的显微硬 度值． 其中铸态纯 Ti 的硬度值最小，仅为 262 HV，铸 态 TC4 的硬度值为 323 HV． 微米晶粒 Ti--8Mo--3Fe 合 金的硬度为 383 HV，而超细晶 Ti--8Mo--3Fe 合金的硬 度值达到 448 HV，相较于微米晶粒 Ti--8Mo--3Fe 提高 了 17% ，而相较于铸态纯 Ti 则提高了近 70% ． 超细晶 材料的高强度主要是由于细晶强化作用引起的，而材 料表面硬度的提高，会使其抵抗局部塑性变形的能力 增强，有助于其抗摩擦磨损性能的改善． 2. 3 摩擦磨损性能 图 4 为 4 种钛合金表面的摩擦系数与磨损时间的 · 824 ·

王涛等：MA-SPS制备超细晶Ti-8Mo-3Fe合金的摩擦磨损性能 ·429 500 图5为4种钛合金材料在相同摩擦磨损实验条件 下的磨损体积.从图中可以看出，铸态纯的磨损程 400 度最大，磨损体积达到0.45mm3,这主要是由于其表面 硬度较低，表现出较差的抗摩擦性能。微米晶粒T一 300 8Mo-3Fe合金与铸态TC4合金的磨损体积相近，分别 为0.35mm'和0.33mm'.超细晶Ti-8Mo-3Fe合金的 200 磨损程度最小，磨损体积为0.29mm3,相较于微晶Ti- 8Mo-3Fe降低了17%. 100 0.5 TC4 微品 超细品 0.4 Ti-8Mo-3Fe Ti-8Mo-3Fe 试样 0.3 图34种钛及合金样品的显微硬度 Fig.3 Micro-hardness of Ti and alloy samples 02 0.9 微晶Ti-8Mo-3Fe T 0.8 超细品Ti-8Mo-3Fe TC4 0.7 微品 TC4 超细品 0.6 Ti-8Mo-3Fe Ti-8Mo-3Fe 试样 05 图54种钛及合金样品磨损体积 Fig.5 Wear volumes of Ti and alloy samples 0.3 2.4摩擦磨损机理 0.2 图6和图7分别为4种钛合金材料的摩擦磨损表 0 300 600 900 12001500 1800 面及磨屑形貌图.如图6所示，4种合金的磨面均呈现 时间 一定程度的塑性变形以及由于对磨材料挤压和刮擦所 图44种钛及合金样品的摩擦系数曲线 产生的沿着摩擦方向的犁沟和黏着痕迹 Fig.4 Friction coefficient curves of Ti and alloy samples 从图6(a)、(b)可以看出，铸造的纯Ti及TC4合 关系.由图可知，铸态纯Ti和TC4合金的摩擦系数随 金磨面上存在着较宽的磨痕和连续的犁沟，这是由对 时间变化的规律相似，即在磨损初期摩擦系数相对稳 磨材料的切削作用产生的，表明材料表面发生了磨粒 定，当研磨时间增加到450s后，摩擦系数曲线波动逐 磨损的情况.从图7()、(b)可知，磨损实验中产生了 渐增大，其中纯Ti的摩擦系数为0.55±0.05，TC4合 大量的片状磨屑，这主要是由于两种铸造金属的显微 金的摩擦系数较小，但波动较大，其值为0.4±0.08. 硬度较低，在氮化硅陶瓷球的正压力和沿摩擦方向的 而对于粉末治金方法制备的两种Ti-8Mo-3Fe合金而 剪切力作用下会发生明显的塑性变形，当表面金属变 言，在摩擦初期均出现了一定的“磨合”过程，即摩擦 形超过其断裂强度极限时，就会出现较大尺寸的塑性 系数在前期变化较大，然后随摩擦时间增加而趋于平 变形层剥落而形成片状磨屑，这是黏着磨损的典型特 征.因此，实验中铸造纯Ti及TC4合金均发生了磨粒 缓.其中，微米晶粒Ti-8Mo-3Fe的摩擦系数与其他3 磨损和黏着磨损并存的混合磨损过程.与TC4合金相 种材料相比较大，其值为0.62±0.04.对于超细晶Ti- 比，纯T的表面较粗糙，塑性变形区较多，说明黏着磨 8Mo-3Fe合金，在磨损初期摩擦系数不断减小，600s 损占主导地位 后趋于稳定，其稳定摩擦系数约为0.47±0.02，相较 由图6(c)、(d)可知，微米晶粒Ti8Mo-3Fe合金 于微米晶粒Ti8Mo-3Fe降低了24%.超细晶材料摩 的磨面上可观察到连续的犁沟和塑性变形区，磨痕周 擦系数的降低主要是由于材料表面的高强度使其具有 围也黏附着较多的磨屑，而超细晶Ti-8Mo-3Fe合金 更高的抗塑性变形能力，从而减少了磨件氮化硅球对 的磨面较为平整，分布着较细的犁沟，且磨痕上黏附的 合金表面的犁削作用，使其摩擦系数降低. 碎屑较细.从图7(c)、(d)可以看出，微米晶粒Ti-

王 涛等: MA--SPS 制备超细晶 Ti--8Mo--3Fe 合金的摩擦磨损性能 图 3 4 种钛及合金样品的显微硬度 Fig． 3 Micro-hardness of Ti and alloy samples 图 4 4 种钛及合金样品的摩擦系数曲线 Fig． 4 Friction coefficient curves of Ti and alloy samples 关系． 由图可知，铸态纯 Ti 和 TC4 合金的摩擦系数随 时间变化的规律相似，即在磨损初期摩擦系数相对稳 定，当研磨时间增加到 450 s 后，摩擦系数曲线波动逐 渐增大，其中纯 Ti 的摩擦系数为 0. 55 ± 0. 05，TC4 合 金的摩擦系数较小，但波动较大，其值为 0. 4 ± 0. 08． 而对于粉末冶金方法制备的两种 Ti--8Mo--3Fe 合金而 言，在摩擦初期均出现了一定的“磨合”过程，即摩擦 系数在前期变化较大，然后随摩擦时间增加而趋于平 缓． 其中，微米晶粒 Ti--8Mo--3Fe 的摩擦系数与其他 3 种材料相比较大，其值为 0. 62 ± 0. 04． 对于超细晶 Ti-- 8Mo--3Fe 合金，在磨损初期摩擦系数不断减小，600 s 后趋于稳定，其稳定摩擦系数约为 0. 47 ± 0. 02，相较 于微米晶粒 Ti--8Mo--3Fe 降低了 24% ． 超细晶材料摩 擦系数的降低主要是由于材料表面的高强度使其具有 更高的抗塑性变形能力，从而减少了磨件氮化硅球对 合金表面的犁削作用，使其摩擦系数降低． 图 5 为 4 种钛合金材料在相同摩擦磨损实验条件 下的磨损体积． 从图中可以看出，铸态纯 Ti 的磨损程 度最大，磨损体积达到0. 45 mm3 ，这主要是由于其表面 硬度较低，表现出较差的抗摩擦性能． 微米晶粒 Ti-- 8Mo--3Fe 合金与铸态 TC4 合金的磨损体积相近，分别 为 0. 35 mm3 和 0. 33 mm3 ． 超细晶 Ti--8Mo--3Fe 合金的 磨损程度最小，磨损体积为 0. 29 mm3 ，相较于微晶 Ti-- 8Mo--3Fe 降低了 17% ． 图 5 4 种钛及合金样品磨损体积 Fig． 5 Wear volumes of Ti and alloy samples 2. 4 摩擦磨损机理 图 6 和图 7 分别为 4 种钛合金材料的摩擦磨损表 面及磨屑形貌图． 如图 6 所示，4 种合金的磨面均呈现 一定程度的塑性变形以及由于对磨材料挤压和刮擦所 产生的沿着摩擦方向的犁沟和黏着痕迹． 从图 6( a) 、( b) 可以看出，铸造的纯 Ti 及 TC4 合 金磨面上存在着较宽的磨痕和连续的犁沟，这是由对 磨材料的切削作用产生的，表明材料表面发生了磨粒 磨损的情况． 从图 7( a) 、( b) 可知，磨损实验中产生了 大量的片状磨屑，这主要是由于两种铸造金属的显微 硬度较低，在氮化硅陶瓷球的正压力和沿摩擦方向的 剪切力作用下会发生明显的塑性变形，当表面金属变 形超过其断裂强度极限时，就会出现较大尺寸的塑性 变形层剥落而形成片状磨屑，这是黏着磨损的典型特 征． 因此，实验中铸造纯 Ti 及 TC4 合金均发生了磨粒 磨损和黏着磨损并存的混合磨损过程． 与 TC4 合金相 比，纯 Ti 的表面较粗糙，塑性变形区较多，说明黏着磨 损占主导地位． 由图 6( c) 、( d) 可知，微米晶粒 Ti--8Mo--3Fe 合金 的磨面上可观察到连续的犁沟和塑性变形区，磨痕周 围也黏附着较多的磨屑，而超细晶 Ti--8Mo--3Fe 合金 的磨面较为平整，分布着较细的犁沟，且磨痕上黏附的 碎屑较细． 从图 7 ( c) 、( d) 可 以 看 出，微 米 晶 粒 Ti-- · 924 ·

·430. 工程科学学报，第39卷，第3期 20μm 20 Hm 20m 20m 图64种钛及合金样品的磨痕形貌.(a)铸造纯钛：(b)铸造TC4:(c)微晶Ti8Mo-3Fe:(d)超细品Ti8Mo-3Fe Fig.6 Scratch profile of different Ti and alloy samples:(a)casting Ti:(b)casting TC4:(c)micro-erystalline Ti-8Mo-3Fe:(d)ultrafine grain Ti-8Mo-3Fe a 40m 40m 40m 图74种钛及合金样品的磨屑形貌.(a)铸造纯钛：(b)铸造TC4:(c)微品Ti8Mo-3Fe:(d)超细品Ti8Mo3Fe Fig.7 Chip morphologies of Ti and alloy samples:(a)casting Ti:(b)casting TC4:(c)micro-rystalline Ti-8Mo-3Fe:(d)ultrafine grain Ti- 8Mo-3Fe 8Mo-3Fe合金的磨屑既有大块的片状又有细小的粒 的转移和挤压发生塑性变形，而在塑性变形严重的位 状，而超细晶Ti-8Mo-3Fe则主要由粒状的磨屑构成. 置会产出较大的应力集中，并降低合金表面的强度和 这是由于未经高能球磨处理的Ti-8Mo-3Fe合金的晶 硬度，使得对磨球在表面产生更大的犁削作用，因此磨 粒粗大，在对磨球的应力作用下，其表面金属经过反复 粒磨损更严重.同时，微米晶粒Ti8Mo-3Fe合金的磨

工程科学学报，第 39 卷，第 3 期 图 6 4 种钛及合金样品的磨痕形貌 . ( a) 铸造纯钛; ( b) 铸造 TC4; ( c) 微晶 Ti--8Mo--3Fe; ( d) 超细晶 Ti--8Mo--3Fe Fig． 6 Scratch profile of different Ti and alloy samples: ( a) casting Ti; ( b) casting TC4; ( c) micro-crystalline Ti--8Mo--3Fe; ( d) ultrafine grain Ti--8Mo--3Fe 图 7 4 种钛及合金样品的磨屑形貌 . ( a) 铸造纯钛; ( b) 铸造 TC4; ( c) 微晶 Ti--8Mo--3Fe; ( d) 超细晶 Ti--8Mo--3Fe Fig． 7 Chip morphologies of Ti and alloy samples: ( a) casting Ti; ( b) casting TC4; ( c) micro-crystalline Ti--8Mo--3Fe; ( d) ultrafine grain Ti-- 8Mo--3Fe 8Mo--3Fe 合金的磨屑既有大块的片状又有细小的粒 状，而超细晶 Ti--8Mo--3Fe 则主要由粒状的磨屑构成． 这是由于未经高能球磨处理的 Ti--8Mo--3Fe 合金的晶 粒粗大，在对磨球的应力作用下，其表面金属经过反复 的转移和挤压发生塑性变形，而在塑性变形严重的位 置会产出较大的应力集中，并降低合金表面的强度和 硬度，使得对磨球在表面产生更大的犁削作用，因此磨 粒磨损更严重． 同时，微米晶粒 Ti--8Mo--3Fe 合金的磨 · 034 ·

王涛等：MA-SPS制备超细晶Ti8Mo-Fe合金的摩擦磨损性能 ·431 面上还出现了少量的黏着痕迹和尺寸较大的片状磨 chemical behaviour of TiMo alloys in simulated physiological solu- 屑，说明表面还存在轻微的黏着磨损过程.而经机械 tions.Electrochim Acta,2013,113:470 合金化+放电等离子烧结工艺制备的超细晶T8Mo一 [5]Gu G Y,Chen F,Zhang Q,et al.Influence of heat treatment on microstructure and mechanical properties of Ti30Nb5Ta6Zr alloy. 3Fe合金的晶粒尺寸细小，其强度和硬度得到了提高， Rare Metal Mater Eng,2010.39(4):678 在磨损试验中的塑性变形较小，产生的裂纹难以萌生 (顾桂月，陈锋，张强，等.热处理对T30Nh5Ta6Zx合金组织 和扩展，结合其较少的磨损体积，可认为其磨粒磨损的 和力学性能的影响.稀有金属材料与工程，2010,39(4)： 程度较小.因此，相较于微米晶粒的Ti一8Mo一3Fe合 678) 金，超细晶Ti-8Mo-3Fe合金的摩擦磨损性能得到了 Ninomi M.Mechanical biocompatibilities of titanium alloys for bi- omedical applications.J Mech Behar Biomed Mater,2008,1(1): 显著提高 30 综上所述，铸造纯T主要发生以黏着磨损为主， [7]Wang T,Zhang YQ,Jiang Y H,et al.Mechanical properties of 磨粒磨损为辅的磨损过程：铸造纯TC4则发生磨粒磨 Ti-35Nb-7Zr-XCPP biomedical composites prepared by spark 损和黏着磨损并存的混合磨损过程：微米晶粒T一 plasma sintering.Rare Met Mater Eng,2015,44(4):1030 8Mo-3Fe主要发生以磨粒磨损为主，黏着磨损为辅的 (王海，张玉勤，蒋业华，等.Ti-35Nb-7Z一XCPP生物复合 材料的放电等离子烧结制备及其力学性能研究.稀有金属材 磨损过程：而超细晶Ti-8Mo一3Fe合金主要发生以磨 料与工程，2015,44(4)：1030) 粒磨损为主的磨损过程 8] Sathish S,Geetha M,Pandey N D,et al.Studies on the corrosion 3结论 and wear behavior of the laser nitrided biomedical titanium and its alloys.Mater Sci Eng C,2010,30(3):376 (1)以元素粉末为原料，采用机械合金化+放电 9]Tian L,Ma M,He Q.Friction and wear properties of Til3Nb13Zr 等离子烧结(MA一放电等离子烧结)，可制备出超细晶 alloy by surface mechanical attrition treatment.Sci Technol Eng, 2014,14(8):141 的Ti-8Mo-3Fe合金，平均晶粒尺寸为1.5um,显微组 (田龙，马铭，何强.T3Nh3Zr合金机械研磨处理摩擦磨损 织由B相及少量相组成，表面硬度达到448HV,其 性能研究.科学技术与工程，2014,14(8)：141) 硬度值远高于微米晶粒的同成分合金以及铸态纯T [10]Cvijovic-Alagic I,Cvijovic Z,Mitrovic S,et al.Wear and corro- 及TC4合金 sion behaviour of Ti-13Nb-13Zr and Ti-6Al-4V alloys in simu- (2)相同摩擦磨损条件下，超细晶Ti-8Mo-3Fe合 lated physiological solution.Corros Sci,2011,53(2):796 1] 金的摩损程度低于微米晶粒Ti-8Mo-3Fe和铸态的纯 Wang M,Yang YQ,Luo X.Research status in preparation and properties of ultra-fine grained Ti alloys.Mater Rev,2013,27 Ti及TC4合金，其具有最低的磨损体积和较稳定的摩 (7):94 擦系数，表明超细晶Ti-8Mo-3Fe合金的耐磨性能优 (王苗，杨延清，罗贤.超细品钛合金的制备及性能研究现 于其他3种材料 状.材料导报，2013,27(7)：94) (3)微米晶粒Ti-8Mo-3Fe合金和铸态纯Ti及 [12]Lin Z J,Wang L Q,Lii W J,et al.Research progress of fabrica- TC4合金都发生了磨粒磨损和黏着磨损并存的混合磨 ting ultrafine-grained biomedical titanium alloys by severe plastic deformation (SPD).J Mater Metall,2014,13(3):206 损过程，而超细晶Ti-一8Mo一3Fe合金的磨损机制是磨 (林正捷，王立强，吕维洁，等.大塑性变形制备超细品生物 粒磨损 医用钛合金的研究进展.材料与治金学报，2014,13(3)： 206) 参考文献 [13]Zhang T Y,Liu Y,Liu B,et al.Superplastic deformation be- [1]Atapour M,Pilchak A L.Frankel GS,et al.Corrosion behavior havior and microstructure evolution of fine-grained Ti-6Al-4V of B titanium alloys for biomedical applications.Mater Sci Eng C, alloy.Mater Sci Eng Powder Metall,2014,19(2):184 2011,31(5):885 (张拓阳，刘咏，刘彬，等.细品T6A4V合金的超塑性变 Zhang H Y,Zhu Y M,Wang W Y,et al.Effect of Cr element 形行为与组织演变.粉末治金材料科学与工程，2014,19 addition on microstructure and mechanical properties of powder (2):184) metallurgy TCA alloy.Mater Sci Eng Pouder Metall,2015,20 D4] Webster T J,Ejiofor J U.Increased osteoblast adhesion on (3):383 nanophase metals:Ti,Ti6Al4V,and CoCrMo.Biomaterials, (张豪胤，祝要民，王文焱，等.元素Cr含量对粉末治金TC4 2004,25(19):4731 合金组织与性能的影响.粉末治金材料科学与工程，2015， [15]La PQ,Ma J Q,Zhu Y T,et al.Dry-sliding tribological proper- 20(3):383) ties of ultrafine-grained Ti prepared by severe plastic deforma- B3]Geetha M,Singh A K,Asokamani R,et al.Ti based biomateri- tion.Acta Mater,2005,53(19)5167 als,the ultimate choice for orthopaedic implants:a review.Prog [16]Long Y,Guo W J,Li Y.Bimodal-grained Ti fabricated by high- Mater Sci,,2009,54(3):397 energy ball milling and spark plasma sintering.Trans Nonferrous 4]Bolat G,Mareci D,Chelariu R,et al.Investigation of the electro- Met Soc China,2016,26(4):1170

王 涛等: MA--SPS 制备超细晶 Ti--8Mo--3Fe 合金的摩擦磨损性能 面上还出现了少量的黏着痕迹和尺寸较大的片状磨 屑，说明表面还存在轻微的黏着磨损过程． 而经机械 合金化 + 放电等离子烧结工艺制备的超细晶 Ti--8Mo-- 3Fe 合金的晶粒尺寸细小，其强度和硬度得到了提高， 在磨损试验中的塑性变形较小，产生的裂纹难以萌生 和扩展，结合其较少的磨损体积，可认为其磨粒磨损的 程度较小． 因此，相较于微米晶粒的 Ti--8Mo--3Fe 合 金，超细晶 Ti--8Mo--3Fe 合金的摩擦磨损性能得到了 显著提高． 综上所述，铸造纯 Ti 主要发生以黏着磨损为主， 磨粒磨损为辅的磨损过程; 铸造纯 TC4 则发生磨粒磨 损和黏 着 磨 损 并 存 的 混 合 磨 损 过 程; 微 米 晶 粒 Ti-- 8Mo--3Fe 主要发生以磨粒磨损为主，黏着磨损为辅的 磨损过程; 而超细晶 Ti--8Mo--3Fe 合金主要发生以磨 粒磨损为主的磨损过程． 3 结论 ( 1) 以元素粉末为原料，采用机械合金化 + 放电 等离子烧结( MA--放电等离子烧结) ，可制备出超细晶 的 Ti--8Mo--3Fe 合金，平均晶粒尺寸为 1. 5 μm，显微组 织由 β 相及少量 α 相组成，表面硬度达到 448 HV，其 硬度值远高于微米晶粒的同成分合金以及铸态纯 Ti 及 TC4 合金． ( 2) 相同摩擦磨损条件下，超细晶 Ti--8Mo--3Fe 合 金的摩损程度低于微米晶粒 Ti--8Mo--3Fe 和铸态的纯 Ti 及 TC4 合金，其具有最低的磨损体积和较稳定的摩 擦系数，表明超细晶 Ti--8Mo--3Fe 合金的耐磨性能优 于其他 3 种材料． ( 3) 微米晶粒 Ti--8Mo--3Fe 合 金 和 铸 态 纯 Ti 及 TC4 合金都发生了磨粒磨损和黏着磨损并存的混合磨 损过程，而超细晶 Ti--8Mo--3Fe 合金的磨损机制是磨 粒磨损． 参 考 文 献 ［1］ Atapour M，Pilchak A L，Frankel G S，et al． Corrosion behavior of β titanium alloys for biomedical applications． Mater Sci Eng C， 2011，31( 5) : 885 ［2］ Zhang H Y，Zhu Y M，Wang W Y，et al． Effect of Cr element addition on microstructure and mechanical properties of powder metallurgy TC4 alloy． Mater Sci Eng Powder Metall，2015，20 ( 3) : 383 ( 张豪胤，祝要民，王文焱，等． 元素 Cr 含量对粉末冶金 TC4 合金组织与性能的影响． 粉末冶金材料科学与工程，2015， 20( 3) : 383) ［3］ Geetha M，Singh A K，Asokamani Ｒ，et al． Ti based biomateri￾als，the ultimate choice for orthopaedic implants: a review． Prog Mater Sci，2009，54( 3) : 397 ［4］ Bolat G，Mareci D，Chelariu Ｒ，et al． Investigation of the electro￾chemical behaviour of TiMo alloys in simulated physiological solu￾tions． Electrochim Acta，2013，113: 470 ［5］ Gu G Y，Chen F，Zhang Q，et al． Influence of heat treatment on microstructure and mechanical properties of Ti30Nb5Ta6Zr alloy． Ｒare Metal Mater Eng，2010，39( 4) : 678 ( 顾桂月，陈锋，张强，等． 热处理对 Ti30Nb5Ta6Zr 合金组织 和力学性能的影响． 稀有金属材料与工程，2010，39 ( 4) : 678) ［6］ Niinomi M． Mechanical biocompatibilities of titanium alloys for bi￾omedical applications． J Mech Behav Biomed Mater，2008，1( 1) : 30 ［7］ Wang T，Zhang Y Q，Jiang Y H，et al． Mechanical properties of Ti--35Nb--7Zr--XCPP biomedical composites prepared by spark plasma sintering． Ｒare Met Mater Eng，2015，44( 4) : 1030 ( 王涛，张玉勤，蒋业华，等． Ti--35Nb--7Zr--XCPP 生物复合 材料的放电等离子烧结制备及其力学性能研究． 稀有金属材 料与工程，2015，44( 4) : 1030) ［8］ Sathish S，Geetha M，Pandey N D，et al． Studies on the corrosion and wear behavior of the laser nitrided biomedical titanium and its alloys． Mater Sci Eng C，2010，30( 3) : 376 ［9］ Tian L，Ma M，He Q． Friction and wear properties of Ti13Nb13Zr alloy by surface mechanical attrition treatment． Sci Technol Eng， 2014，14( 8) : 141 ( 田龙，马铭，何强． Til3Nbl3Zr 合金机械研磨处理摩擦磨损 性能研究． 科学技术与工程，2014，14( 8) : 141) ［10］ Cvijovic-Alagi ＇ c I ＇ ，Cvijovic Z＇ ，Mitrovic S＇ ，et al． Wear and corro￾sion behaviour of Ti--13Nb--13Zr and Ti--6Al--4V alloys in simu￾lated physiological solution． Corros Sci，2011，53( 2) : 796 ［11］ Wang M，Yang Y Q，Luo X． Ｒesearch status in preparation and properties of ultra-fine grained Ti alloys． Mater Ｒev，2013，27 ( 7) : 94 ( 王苗，杨延清，罗贤． 超细晶钛合金的制备及性能研究现 状． 材料导报，2013，27( 7) : 94) ［12］ Lin Z J，Wang L Q，Lü W J，et al． Ｒesearch progress of fabrica￾ting ultrafine-grained biomedical titanium alloys by severe plastic deformation ( SPD) ． J Mater Metall，2014，13( 3) : 206 ( 林正捷，王立强，吕维洁，等． 大塑性变形制备超细晶生物 医用钛合金的研究进展． 材料与冶金学报，2014，13 ( 3) : 206) ［13］ Zhang T Y，Liu Y，Liu B，et al． Superplastic deformation be￾havior and microstructure evolution of fine-grained Ti--6Al--4V alloy． Mater Sci Eng Powder Metall，2014，19( 2) : 184 ( 张拓阳，刘咏，刘彬，等． 细晶 Ti--6Al--4V 合金的超塑性变 形行为与组织演变． 粉末冶金材料科学与工程，2014，19 ( 2) : 184) ［14］ Webster T J，Ejiofor J U． Increased osteoblast adhesion on nanophase metals: Ti，Ti6Al4V，and CoCrMo． Biomaterials， 2004，25( 19) : 4731 ［15］ La P Q，Ma J Q，Zhu Y T，et al． Dry-sliding tribological proper￾ties of ultrafine-grained Ti prepared by severe plastic deforma￾tion． Acta Mater，2005，53( 19) : 5167 ［16］ Long Y，Guo W J，Li Y． Bimodal-grained Ti fabricated by high￾energy ball milling and spark plasma sintering． Trans Nonferrous Met Soc China，2016，26( 4) : 1170 · 134 ·