性能医用钴基合金强化机理的研究进展 1049 出现脆性断裂。这主要是由于时效过程中MP3N合在{11}上会形成有缺陷的FCC孪晶和六方马氏体。 金内有HCP相形成,冷加工位错在切过HCP相时会经650℃退火4h后会,合金出现二次强化现象,合 导致应力不稳定而产生剪切带。LU等在研究金强度由1385MPa增加到1935MPa,但并未观察到 MPI59合金时效强化机制中发现纳米级析出了NiX明显的显微组织结构改变,推测强化是由于时效过程 型沉淀相Y,并认为该析出相是时效强化的根本原因。中溶质偏析所致,但作者没有给出直接证据。 ASGAR1研究了超级合金 AEREX350的应变硬化机 后来,LI等5通过相图计算和DSC研究指出 理,将固溶处理后的 AEREX350合金在压缩变形中的时效处理后的MP35N合金理论上会有拓扑密堆六方 强化分为4个阶段,其中冷变形后π00~900℃时效过相(μ相)沉淀析出,但通过TEM却未能发现除孪晶之 程中的强化是由于形成了L12结构的y相(如图4所外的析出相存在,但是却发现了时效后MP35N的电 示),超过9o0℃时效在晶界和晶内形成的是有序HCP阻增大效应。众所周知,沉淀相会减少溶质原子,从 相NiT)3-3。SAME等在对NCo合金析出而导致电阻下降。因此时效处理后MP35N合金电阻 强化研究中发现,800℃时效25h后,经1050℃固溶的增大现象间接表明了时效处理后无沉淀相产生。这 处理的试样晶界处仍存在η沉淀,基体上均匀分布着与上述提出的析出强化机制矛盾,也进一步支持了溶 细小的Y相。这些沉淀相在时效过程中n沉淀会变长,质偏析强化的可能性。 OTOMO等在对51%冷变形 F相也会粗化,从而提高应力断裂寿命。 Co-Ni基合金(成份与MP35N合金类似)时效处理后发 现,时效处理后合金的弹性模量会增加到230GPa, 同时内耗降低,拉伸强度增加,并把模量和内耗变化 归结于时效过程中溶质原子和空位的重新排布,从而 使溶质原子偏析,并钉扎位错。 近期, SORENSEN等指出,冷加工MP35N合 金显微组织结构中只有孪晶和层错无HCP相。时效处 理后,晶粒尺寸和主要织构构成不会发生改变,因此 MP3N合金时效后二次硬化是由于Mo原子优先在层 错和孪晶处偏聚的缘故,而且Mo原子的偏聚量会与 时效前MP35N合金的冷加工变形量成比例关系。这 与HAN等以前提出的MP159合金时效强化机制一 致。HAN等通过对不同显微组织部位原子含量的测 定实验,定量说明了时效处理过程中MP159合金的 Mo原子偏聚现象(见图5)。这是当前溶质偏析强化理 论的重要支撑。 2展望 图4时效处理 AEREX350合金[100衍射花样与中心暗场 数十年来针对MP系列合金强化机制的探索,研 Fig4[l00] diffraction pattern(a) and CDe( centered dark究者们做了大量的研究工作,但是一直存在着争论。 field) Image(b) obtained from superlattice spot in aged随着现代检测技术的升级,近十年的研究表明MP35N AEREX350 alloy 合金冷加工显微结构主要为孪晶。20世纪90年代 所发现的纳米级细板结构也在近年来的研究中表明其 122溶质偏析强化 本质是纳米李晶和细小的二次孪晶。另一方面,相变 针对MP35N合金时效强化机理研究,部分研究在近年的研究中一直无法找到支撑,MP35N合金冷加 者也提出了与沉淀析出强化不同的观点论,早在1992工强化机制,逐渐形成了孪晶强化为主的形势。但是 年, SINGH等发现,当应变超过0.15或02时,孪晶的作用机理,目前还没有公认的模型 MP35N合金才会产生加工硬化现象,譬如48%冷变形 AP合金冷变形后的时效强化越来越得到重视, 后合金强度可以由390MPa增加到1385MPa,相应的特别是最近有关冷拔MP35N合金失效后模量的变化第 26 卷第 5 期 李伟雄，等：高性能医用钴基合金强化机理的研究进展 1049 出现脆性断裂。这主要是由于时效过程中 MP35N 合 金内有 HCP 相形成，冷加工位错在切过 HCP 相时会 导致应力不稳定而产生剪切带。LU 等[52]在研究 MP159 合金时效强化机制中发现纳米级析出了 Ni3X 型沉淀相 Y′，并认为该析出相是时效强化的根本原因。 ASGARI[53]研究了超级合金 AEREX350 的应变硬化机 理，将固溶处理后的 AEREX350 合金在压缩变形中的 强化分为 4 个阶段，其中冷变形后 700~900 ℃时效过 程中的强化是由于形成了 L12 结构的 Υ′相(如图 4 所 示)，超过 900 ℃时效在晶界和晶内形成的是有序 HCP 相 η(Ni3Ti)[53−54]。SAMIEE 等[55]在对 Ni-Co 合金析出 强化研究中发现，800 ℃时效 25 h 后，经 1050 ℃固溶 处理的试样晶界处仍存在 η 沉淀，基体上均匀分布着 细小的 Υ′相。这些沉淀相在时效过程中 η 沉淀会变长， Υ′相也会粗化，从而提高应力断裂寿命。 图 4 时效处理 AEREX350 合金[100]衍射花样与中心暗场 相[53] Fig. 4 [100] diffraction pattern (a) and CDF (centered dark field) image (b) obtained from superlattice spot in aged AEREX350 alloy[53] 1.2.2 溶质偏析强化 针对 MP35N 合金时效强化机理研究，部分研究 者也提出了与沉淀析出强化不同的观点论，早在 1992 年，SINGH 等[56]发现，当应变超过 0.15 或 0.2 时， MP35N 合金才会产生加工硬化现象，譬如 48%冷变形 后合金强度可以由 390 MPa 增加到 1385 MPa，相应的 在{111}上会形成有缺陷的 FCC 孪晶和六方马氏体。 经 650 ℃退火 4 h 后会，合金出现二次强化现象，合 金强度由 1385 MPa 增加到 1935 MPa，但并未观察到 明显的显微组织结构改变，推测强化是由于时效过程 中溶质偏析所致，但作者没有给出直接证据。 后来，LI 等[57]通过相图计算和 DSC 研究指出， 时效处理后的 MP35N 合金理论上会有拓扑密堆六方 相(μ 相)沉淀析出，但通过 TEM 却未能发现除孪晶之 外的析出相存在，但是却发现了时效后 MP35N 的电 阻增大效应。众所周知，沉淀相会减少溶质原子，从 而导致电阻下降。因此时效处理后 MP35N 合金电阻 的增大现象间接表明了时效处理后无沉淀相产生。这 与上述提出的析出强化机制矛盾，也进一步支持了溶 质偏析强化的可能性。OTOMO 等[58]在对 51%冷变形 Co-Ni 基合金(成份与 MP35N 合金类似)时效处理后发 现，时效处理后合金的弹性模量会增加到 230 GPa， 同时内耗降低，拉伸强度增加，并把模量和内耗变化 归结于时效过程中溶质原子和空位的重新排布，从而 使溶质原子偏析，并钉扎位错。 近期，SORENSEN 等[31]指出，冷加工 MP35N 合 金显微组织结构中只有孪晶和层错无 HCP 相。时效处 理后，晶粒尺寸和主要织构构成不会发生改变，因此 MP35N合金时效后二次硬化是由于Mo原子优先在层 错和孪晶处偏聚的缘故，而且 Mo 原子的偏聚量会与 时效前 MP35N 合金的冷加工变形量成比例关系。这 与 HAN 等[59]以前提出的 MP159 合金时效强化机制一 致。HAN 等[59]通过对不同显微组织部位原子含量的测 定实验，定量说明了时效处理过程中 MP159 合金的 Mo 原子偏聚现象(见图 5)。这是当前溶质偏析强化理 论的重要支撑。 2 展望 数十年来针对 MP 系列合金强化机制的探索，研 究者们做了大量的研究工作，但是一直存在着争论。 随着现代检测技术的升级，近十年的研究表明 MP35N 合金冷加工显微结构主要为孪晶。20 世纪 90 年代， 所发现的纳米级细板结构也在近年来的研究中表明其 本质是纳米孪晶和细小的二次孪晶。另一方面，相变 在近年的研究中一直无法找到支撑，MP35N 合金冷加 工强化机制，逐渐形成了孪晶强化为主的形势。但是 孪晶的作用机理，目前还没有公认的模型。 MP 合金冷变形后的时效强化越来越得到重视， 特别是最近有关冷拔 MP35N 合金失效后模量的变化