球磨時(shí)間對(duì)Ti-13Nb-5Sn 牙科合金耐蝕與耐磨性能的影響

頡芳霞，陸東興，黃家兵，張文成，孫琪超，何雪明，2

（1 江南大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，江蘇 無(wú)錫 214122；2 江蘇省食品先進(jìn)制造裝備技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，江蘇 無(wú)錫 214122）

人們的健康觀念隨著時(shí)代發(fā)展在不斷提高，其中對(duì)于口腔的保護(hù)意識(shí)也在逐漸增強(qiáng)?？谇皇且粋€(gè)復(fù)雜的環(huán)境，微生物代謝產(chǎn)物、唾液的緩沖作用等會(huì)導(dǎo)致牙科合金發(fā)生電化學(xué)腐蝕，引起不良生物學(xué)反應(yīng)對(duì)口腔產(chǎn)生損害［1-2］。牙科合金在口腔環(huán)境中工作時(shí)，經(jīng)歷長(zhǎng)期摩擦磨損，會(huì)引起合金變形、尺寸變化等問(wèn)題，從而造成合金某點(diǎn)應(yīng)力集中或者松動(dòng)等現(xiàn)象，導(dǎo)致局部炎癥［3-4］。鈦及鈦合金具有無(wú)異味、導(dǎo)熱率低、不易刺激牙神經(jīng)等優(yōu)點(diǎn)，已經(jīng)被廣泛用于制作冠橋、種植體基臺(tái)、義齒支架等臨床應(yīng)用［5-6］。Ti-6Al-4V（TC4）具有高比強(qiáng)度、耐蝕耐磨性高、生物相容性好等特點(diǎn)，是最早應(yīng)用于牙科領(lǐng)域的鈦合金［7-8］。但是，TC4 合金在植入人體后所釋放的鋁離子和釩離子具有生理毒性，會(huì)引起炎癥、疼痛等不良反應(yīng)［9-11］。

近年來(lái)，Ti-Nb 合金因其具有良好的生物學(xué)效應(yīng)而受到廣泛關(guān)注［12-14］。Nb 是β 穩(wěn)定元素，與β-Ti 具有相同的晶格類型，能夠降低β-Ti 的轉(zhuǎn)變溫度，對(duì)鈦合金有固溶強(qiáng)化作用，不僅可以提高鈦合金的強(qiáng)度，而且可以提高鈦合金的耐蝕性［15］。王東等［16］研究了Nb含量對(duì)Ti-Zr 合金耐腐蝕性能的影響，發(fā)現(xiàn)適當(dāng)?shù)腘b含量可以提高其耐蝕性。Sn 作為常用的中性元素，常和其他元素同時(shí)加入，起補(bǔ)充作用，添加Sn 可改善鈦合金耐磨性能及生物相容性［17］。Yang 等［18］通過(guò)粉末冶金方法成功制備了Ti-10Nb-xSn 合金，證實(shí)添加Sn有利于提升合金耐磨性。由此可見(jiàn)，選擇生物相容性良好的合金元素Nb 和Sn，設(shè)計(jì)新型牙科合金，有望提高合金的耐蝕和耐磨性能。高能球磨不僅可以細(xì)化晶粒得到超細(xì)組織，還可以克服因?yàn)樵挤勰┑南鄬?duì)密度不同或互不相溶體系而產(chǎn)生的諸多問(wèn)題，如成分偏析、組織不均勻等［19-21］。王濤等［22］以機(jī)械合金化結(jié)合放電等離子燒結(jié)成功制備出超細(xì)晶Ti-8Mo-3Fe 合金，其顯微組織由β 相及少量α 相組成，硬度值遠(yuǎn)高于同成分微米晶粒合金以及鑄態(tài)純Ti，TC4 合金，極大地提高了合金的耐磨性能。

本研究以Ti，Nb，Sn 粉末為原料，采用高能球磨和模壓燒結(jié)工藝制備了新型Ti-Nb-Sn 牙科合金，并研究了球磨時(shí)間對(duì)粉末特性、材料的微觀組織、耐腐蝕和耐磨性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

本實(shí)驗(yàn)以Ti（純度為99.9%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同，500目）、Nb（純度為99.9%，400 目）和Sn（純度為99.9%，400 目）元素金屬粉為原料，根據(jù)Ti-13Nb-5Sn 的名義成分分別稱取Ti，Nb 和Sn 粉末。首先采用行星式球磨機(jī)（QM-3SP4）分別進(jìn)行3，12，24，48 h 的高能球磨，球料比為10∶1，轉(zhuǎn)速為400 r/min。將球磨后的粉末裝入模具中，施加600 MPa 軸向壓力進(jìn)行壓制，保壓時(shí)間10 min，脫模后得到壓坯。最后將壓坯置入管式爐中，在流動(dòng)氬氣保護(hù)下進(jìn)行1500 ℃燒結(jié)，隨爐冷卻得到樣品塊體。本實(shí)驗(yàn)合金樣品均在不同球磨時(shí)間、相同燒結(jié)工藝下制備。

對(duì)球磨后的粉末采用X 射線衍射儀（XRD，Bruker-D8）進(jìn)行物相分析，采用掃描電鏡（SEM，ZEISS sigma HD）結(jié)合EDS 能譜觀察微觀形貌，采用金相顯微鏡（MM，LEICA DM2700 M）觀察合金的微觀結(jié)構(gòu)。腐蝕行為測(cè)試使用電化學(xué)工作站（CHI660 E）在人工唾液（AS）與模擬體液（SBF）中進(jìn)行，溫度為（37±0.5） ℃。將合金塊體切割為10 mm×10 mm×2 mm 的試樣，一面接銅導(dǎo)線后采用環(huán)氧樹(shù)脂冷鑲密封，一面暴露在電解質(zhì)中，試樣經(jīng)2000#砂紙打磨拋光后，依次用丙酮、酒精和去離子水超聲清洗后烘干。測(cè)試采用三電極體系，以飽和甘汞電極（SCE）為參比電極，鉑片電極（Pt）為輔助電極，試樣為工作電極，工作面積為1 cm2。AS 配方為NaCl（0.4 g/L）、KCl（0.4 g/L）、CaCl2·2H2O（0.795 g/L）、NaH2PO4·2H2O（0.78 g/L）、Na2S·2H2O（0.005 g/L）、尿素（1 g/L），加蒸餾水至1 L。SBF 配方為NaCl（8.035 g/L），NaHCO3（0.355 g/L），KCl（0.225 g/L），K2HPO4·3H2O（0.231 g/L），MgCl2·6H2O （0.311 g/L），1 mol/L HCl （39 ml/L），CaCl2（0.292 g/L），NaSO4（0.072 g/L），最后用三羥甲基氨基甲烷（Tris）和1 mol/L HCl 調(diào)整pH 值至7.40。極化曲線掃描速率為0.5 mV/s，掃描范圍為-1.0~2.0 V（vsSCE）。試樣測(cè)試前在溶液中浸泡60 min 以穩(wěn)定電位，所有的電化學(xué)測(cè)試至少重復(fù)3 次，以保證數(shù)據(jù)的可靠性。使用維氏硬度測(cè)試儀（JVS-1000ZCM-XY 型）在1.96 N 的載荷和15 s 的停留時(shí)間下測(cè)量合金硬度，每個(gè)成分測(cè)試5 個(gè)樣品，取平均值。將合金塊體切割為?20 mm×5 mm 的試樣，打磨、拋光后清洗、干燥。采用摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)（MFT-5000型）進(jìn)行耐磨性測(cè)試，采用球-平面接觸，往復(fù)滑動(dòng)方式，對(duì)磨材料選用?10 mm 的ZrO2球，實(shí)驗(yàn)載荷5 N，滑動(dòng)頻率為1 Hz，滑動(dòng)時(shí)間為20 min。采用白光干涉儀（MFP-D 型）觀察磨痕的3D 形貌，并測(cè)量磨痕深度和計(jì)算磨損率。磨損率Ws按照式（1）計(jì)算：

式中：V為磨損體積；F為實(shí)驗(yàn)載荷；L為滑動(dòng)距離。

2 結(jié)果與分析

2.1 粉末特性

圖1 為不同球磨時(shí)間的Ti-13Nb-5Sn 粉末SEM圖。球磨混合3 h 后（圖1（a）），粉末為大塊狀，粒徑為46 μm 左右；當(dāng)球磨時(shí)間增加至12 h（圖1 （b）），粉末逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)楸∑瑺?；隨著球磨時(shí)間增加到24 h（圖1（c）），粉末轉(zhuǎn)變?yōu)樾K狀和小碎片的混合體；球磨48 h 后（圖1（d）），從混合體轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小顆粒，粒徑約為6 μm。球磨前期（3~12 h），由于Ti，Nb 和Sn 是塑性粉末，其在磨球撞擊作用下會(huì)發(fā)生強(qiáng)烈塑性變形，粉末相互焊合在一起導(dǎo)致粒徑增大且呈薄片狀；球磨中期（12~24 h），隨著球磨時(shí)間繼續(xù)增加，混合粉末反復(fù)發(fā)生冷焊和破碎斷裂，大塊的薄片狀粉末被破碎為小片且在冷焊的作用下，團(tuán)聚為小塊狀粉末；球磨后期（24~48 h），在磨球的強(qiáng)烈碰撞作用下，粉末內(nèi)部缺陷密度增加且裂紋不斷地產(chǎn)生和擴(kuò)展，導(dǎo)致粉末尺寸減小，使得小塊狀和小碎片轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小顆粒。

圖1 Ti-13Nb-5Sn 粉末不同球磨時(shí)間的SEM 圖（a）3 h；（b）12 h；（c）24 h；（d）48 hFig.1 SEM images of Ti-13Nb-5Sn powder at different milling time（a）3 h；（b）12 h；（c）24 h；（d）48 h

為了研究混合粉末中各元素分布情況，對(duì)48 h 混合粉末進(jìn)行了EDS 能譜分析，如圖2 所示。Ti 含量最高，其粉末粒徑較大；Nb 粉分布較為均勻，存在局部富集。結(jié)合粉末XRD 圖譜（圖3），球磨時(shí)間延長(zhǎng)到48 h后，α-Ti 衍射峰仍然存在，說(shuō)明不能完全生成Ti（Nb）置換固溶體，可能是因?yàn)榍蚰ミ^(guò)程中的高應(yīng)力和高能量，導(dǎo)致部分Nb 固溶于Ti；Sn 粉被充分破碎，分布均勻，附著于Ti 粉表面或固溶于Ti。經(jīng)過(guò)48 h 的球磨，Ti，Nb 和Sn 元素被充分地混合在一起。

圖2 Ti-13Nb-5Sn 粉末球磨48 h 的SEM 形貌及EDS 能譜圖Fig.2 SEM image and EDS spectra of Ti-13Nb-5Sn powder after ball milling for 48 h

圖3 Ti-13Nb-5Sn 粉末不同球磨時(shí)間的XRD 圖譜Fig.3 XRD patterns of Ti-13Nb-5Sn powders at different milling time

不同球磨時(shí)間下Ti-13Nb-5Sn 粉末的XRD 圖譜，如圖3 所示。球磨3 h 后，可以觀察到單質(zhì)Ti，Nb 和Sn 粉末對(duì)應(yīng)的衍射峰，說(shuō)明原料粉末之間在球磨作用下只存在相互摩擦，而原子之間還未發(fā)生擴(kuò)散；隨著球磨時(shí)間不斷增加，β-Ti 的衍射峰逐漸變高，α-Ti 的衍射峰逐漸降低，且（110）β-Ti的衍射峰逐漸向低角度偏移，其衍射角從球磨3 h 的38.479°減小到48 h 的38.401°，晶格常數(shù)也逐漸增大，從0.33063 nm 增大到0.33134 nm；在球磨24 h 后，（110）β-Ti的衍射峰超過(guò)（101）α-Ti的衍射峰；球磨時(shí)間繼續(xù)增加，Sn 的衍射峰逐漸降低，直到48 h 時(shí)，基本上消失。Nb 是β 穩(wěn)定元素，在β-Ti 中無(wú)限互溶，經(jīng)過(guò)反復(fù)的擠壓、冷焊及粉碎后，Nb 擴(kuò)散于Ti 晶格中形成Ti（Nb）置換固溶體，導(dǎo)致β-Ti 的衍射峰逐漸高于α-Ti 的衍射峰［20］。結(jié)合48 h的能譜（圖2），Sn 元素分布均勻，但是未檢測(cè)到其衍射峰，因?yàn)镾n 是各組分元素中含量最少的，其在固溶體中的擴(kuò)散較慢，直到球磨48 h，其充分?jǐn)U散到Ti 和Nb的晶格中，產(chǎn)生了Ti（NbSn）固溶體［21］，Nb 原子半徑（0.208 nm）大于Ti 原子半徑（0.2 nm），使得（110）β-Ti的衍射峰左移且晶格常數(shù)增大。

2.2 微觀結(jié)構(gòu)

采用金相顯微鏡研究球磨時(shí)間對(duì)Ti-13Nb-5Sn合金材料微觀結(jié)構(gòu)的影響，如圖4 所示。球磨3 h（圖4（a）），合金由大面積的近球形α-Ti 與小部分棒狀α-Ti組成等軸組織；球磨12 h（圖4（b）），等軸α-Ti 轉(zhuǎn)變?yōu)橹鶢畹木Ы绂?Ti，圍繞在β-Ti 晶粒周圍，并且出現(xiàn)了少量的網(wǎng)籃組織；經(jīng)過(guò)24 h 球磨后（圖4（c）），網(wǎng)籃組織逐漸減少，且出現(xiàn)了少量的魏氏組織；球磨時(shí)間為48 h（圖4（d）），出現(xiàn)了大量的魏氏組織。結(jié)果表明，在1500 ℃的燒結(jié)溫度下，隨著球磨時(shí)間不斷增加，Ti，Nb，Sn 燒結(jié)完全，且組織逐漸分布均勻。各元素粉末短時(shí)間球磨后，主要以單質(zhì)元素粉末存在，且粉末混合不均勻；Nb 元素因擴(kuò)散速率小、分布不均勻，經(jīng)后續(xù)的壓制、燒結(jié)和冷卻后，低Nb 或者無(wú)Nb 區(qū)域保留了大量的α-Ti。隨球磨時(shí)間增加，元素粉末因充分混合變得均勻化，且逐漸實(shí)現(xiàn)了合金化，形成了Ti（NbSn）固溶體，粉末粒徑明顯減小，使得合金粉末在燒結(jié)時(shí)原子所需的擴(kuò)散路徑縮短，經(jīng)壓制、燒結(jié)和冷卻后，片層狀α-Ti 從β-Ti 晶界及內(nèi)部析出，出現(xiàn)了魏氏組織。

圖4 Ti-13Nb-5Sn 合金不同球磨時(shí)間的微觀形貌（a）3 h；（b）12 h；（c）24 h；（d）48 hFig.4 Microstructures of Ti-13Nb-5Sn alloy at different milling time（a）3 h；（b）12 h；（c）24 h；（d）48 h

2.3 電化學(xué)腐蝕行為

Ti-13Nb-5Sn 合金在AS 和SBF 中的開(kāi)路電位（EOCP）隨時(shí)間的變化曲線如圖5 所示。EOCP在最初幾分鐘內(nèi)快速上升，并在較高的電勢(shì)下趨于穩(wěn)定，這表明材料表面在兩種溶液中都自發(fā)鈍化，材料表面形成一層具有保護(hù)性的鈍化膜［23］。隨著球磨時(shí)間從3 h 增加至48 h，合金的EOCP分別在-0.29~-0.25 V 和-0.27~-0.22 V 內(nèi)逐漸升高，表明球磨時(shí)間增加，合金的腐蝕傾向變低。

圖5 Ti-13Nb-5Sn 合金在兩種溶液中的開(kāi)路電位 （a）AS；（b）SBFFig.5 Open circuit potential of Ti-13Nb-5Sn alloy in two solutions （a）AS；（b）SBF

采用動(dòng)電位極化法測(cè)定了Ti-13Nb-5Sn 合金在AS 與SBF 溶液中的耐腐蝕性能，動(dòng)電位極化曲線如圖6 所示。隨著球磨時(shí)間的增加，合金在兩種溶液中均顯示出典型的活化-鈍化-活化特征，即直接從活化溶解區(qū)向鈍化區(qū)轉(zhuǎn)變，再到活化溶解區(qū)。從腐蝕電壓（Ecorr）到鈍化電壓（Ep）的轉(zhuǎn)變是合金的活化溶解過(guò)程，此時(shí)電流密度隨電位的增加而線性增加；從鈍化電壓（Ep）到擊穿電壓（Eb），合金的電流密度隨電位的變化基本保持不變，表明合金已進(jìn)入鈍化狀態(tài)；當(dāng)電位進(jìn)一步增大超過(guò)擊穿電壓（Eb）時(shí)，合金的腐蝕電流密度再次隨著電位的增大而急劇提高，說(shuō)明此時(shí)合金再一次進(jìn)入活化狀態(tài)。當(dāng)電位增加到Ecorr，合金表面在空氣中自發(fā)形成的氧化膜逐漸溶解，被保護(hù)性較弱的氧化層所取代［24］；電位增大至Ep時(shí)，合金表面形成了穩(wěn)定的氧化膜，使得合金表面原子失去活性，改變了工作電極的表面狀態(tài)，降低了離子化速率，抑制了陽(yáng)極極化過(guò)程［25］；電位增加到Eb時(shí)，合金表面形成的穩(wěn)定氧化膜因過(guò)高的電位而被擊穿。

圖6 Ti-13Nb-5Sn 合金在AS（a）和SBF（b）中的動(dòng)電位極化曲線Fig.6 Polarization curves of Ti-13Nb-5Sn alloy in AS（a） and SBF（b）

分別通過(guò)Tafel 外推法計(jì)算Ecorr和Icorr，Rp由公式（2）計(jì)算得出：

式中：βa為陽(yáng)極塔菲爾斜率；βc為陰極塔菲爾斜率；Icorr為腐蝕電流密度。

Ip（鈍化電流）、Ep、Eb、鈍化區(qū)間ΔE=（Ep-Eb），如表1 所示。隨著球磨時(shí)間的增加，在AS 與SBF 兩種溶液中，Ti-13Nb-5Sn 合金的Ecorr值分別在-420~-315 mV 與-367~-253 mV 范圍內(nèi)呈上升趨勢(shì)；Icorr值分別在0.247~0.096 μA/cm2與0.232~0.088 μA/cm2范圍內(nèi)呈下降趨勢(shì)；Rp值分別在2.255~4.644 kΩ/cm2與2.483~5.097 kΩ/cm2之間呈上升趨勢(shì)，ΔE值分別在1138~1176 mV 與1091~1206 mV 之間呈上升趨勢(shì)，表明合金在兩種溶液中的腐蝕速率降低、易鈍化、鈍化膜穩(wěn)定、耐腐蝕性變好。合金耐蝕性能提高一方面是因?yàn)樵诤辖鹞⒂^組織中，α-Ti 減少，β-Ti增多，β 相上形成的氧化膜比在α 相上形成的氧化膜更穩(wěn)定，使得β-Ti 比α-Ti 具有更高的耐蝕性［24］；另一方面，Nb 元素在pH 值為1~14 之間，電位為-2~2 V 之間全部表現(xiàn)出鈍態(tài)，使得合金的鈍化性能提高［26］且合金表面生成了TiO2，Nb2O5和SnO2等氧化物組成的致密鈍化膜［27］，Nb2O5能夠提高TiO2的熱力學(xué)穩(wěn)定性，改善了氧化膜的結(jié)構(gòu)完整性［28-30］。鈍化膜的形成阻礙了鈦、鈮、錫金屬離子向外遷移和溶液中的氯、鈣等離子向膜內(nèi)遷移，從而形成對(duì)合金的保護(hù)作用；鈍化膜穩(wěn)定性越高，在溶液中越難被破壞，使得離子遷移的阻力越大，鈍化膜對(duì)合金表面的保護(hù)作用越好［31-32］。

表1 Ti-13Nb-5Sn 合金在AS 和SBF 中的腐蝕參數(shù)Table1 Corrosion parameters of Ti-13Nb-5Sn alloy in AS and SBF

2.4 摩擦學(xué)行為

Ti-13Nb-5Sn 合金的維氏硬度如表2 所示。隨著球磨時(shí)間增加，合金的維氏硬度在327~392HV 范圍內(nèi)呈逐漸上升趨勢(shì)。球磨時(shí)間增加，混合粉末發(fā)生了嚴(yán)重的塑性變形，使得Nb 和Sn 元素充分固溶到Ti中，Ti 晶格發(fā)生畸變，阻礙了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，使得合金表面的硬度提高［33］。

表2 Ti-13Nb-5Sn 合金不同球磨時(shí)間的維氏硬度Table2 Vickers hardness of Ti-13Nb-5Sn alloy at different milling time

不同球磨時(shí)間下Ti-13Nb-5Sn 合金摩擦因數(shù)曲線如圖7 所示。在磨擦初期，摩擦因數(shù)大幅度上升；而在穩(wěn)定摩擦階段，摩擦因數(shù)趨于平緩。隨著球磨時(shí)間從3 h 增加到48 h，摩擦因數(shù)從0.44 降低到0.39，表明球磨時(shí)間增加使得Ti-13Nb-5Sn 合金的耐磨性提高。這主要是由于經(jīng)過(guò)長(zhǎng)時(shí)間的球磨，Sn 粉被充分地破碎，均勻彌散地分布在Ti 基體中，一定程度上降低了燒結(jié)后合金的摩擦因數(shù)［34］。

圖7 Ti-13Nb-5Sn 合金不同球磨時(shí)間的摩擦因數(shù)曲線（a）3 h；（b）12 h；（c）24 h；（d）48 hFig.7 Friction coefficient curves of Ti-13Nb-5Sn alloy at different milling time（a）3 h；（b）12 h；（c）24 h；（d）48 h

為了進(jìn)一步研究合金的摩擦磨損性能，Ti-13Nb-5Sn 合金磨痕的白光干涉儀圖像如圖8 所示。磨痕從兩端邊緣向中心逐漸增加，其最大磨痕深度出現(xiàn)在中心位置處。球磨3 h 合金磨痕最深，達(dá)到了23 μm；隨著球磨時(shí)間增加，合金的磨痕深度逐漸減小，12 h 和24 h 合金磨痕深度分別為19 μm 和16 μm；48 h 合金最小為11.8 μm。表3 列出了Ti-13Nb-5Sn 合金的磨損率。隨著球磨時(shí)間的增加，磨損率在1.31×10-3~1.43×10-3mm3/（m·N）范圍內(nèi)且逐漸降低，表明Ti-13Nb-5Sn 合金耐磨性提高。一方面，球磨時(shí)間增加，混合粉末得到細(xì)化，在燒結(jié)中合金會(huì)產(chǎn)生更多的晶界，晶界會(huì)給氧元素的彌散增加通道，從而形成更多的氧化摩擦層，進(jìn)而提高合金抵抗摩擦磨損能力［35］；另一方面，由于合金表面可以形成含Nb2O5等氧化物保護(hù)膜，起到固體潤(rùn)滑劑作用，從而減少了ZrO2球?qū)辖鸨砻娴哪ハ髯饔茫?6］。

表3 Ti-13Nb-5Sn 合金不同球磨時(shí)間的磨損率Table3 Wear rate of Ti-13Nb-5Sn alloy at different milling time

圖8 Ti-13Nb-5Sn 合金不同球磨時(shí)間的磨痕3D 形貌（a）3 h；（b）12 h；（c）24 h；（d）48 hFig.8 3D surface profilometry of grinding cracks of Ti-13Nb-5Sn alloy at different milling time（a）3 h；（b）12 h；（c）24 h；（d）48 h

3 結(jié)論

（1）隨著球磨時(shí)間增加，Ti-13Nb-5Sn 粉末經(jīng)磨球擠壓、碰撞作用從不規(guī)則大塊狀轉(zhuǎn)變?yōu)楸∑瑺?，最后轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小顆粒，部分Nb，Sn 原子在高能球磨過(guò)程中擴(kuò)散到Ti 中形成Ti（Nb）和Ti（NbSn）固溶體，基本上實(shí)現(xiàn)了粉末機(jī)械合金化。

（2）Ti-13Nb-5Sn 合金的顯微組織由α 相和β 相組成，隨著球磨時(shí)間增加，合金由等軸組織逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榫W(wǎng)籃組織，最后成為魏氏組織。

（3）球磨時(shí)間增加使得Ti-13Nb-5Sn 合金在人工唾液和模擬體液中具有更高的Ecorr、更低的Icorr和更大的Rp，即表現(xiàn)出更好的耐腐蝕性。

（4）隨著球磨時(shí)間增加，Ti-13Nb-5Sn 合金的硬度升高，而摩擦因數(shù)、磨痕深度和磨損率逐漸降低，這表明合金的摩擦磨損性能提高。