第5期 高性能医用钴基合金强化机理的研究进展 1047 1.1.2孪晶强化 从1980开始,就有部分研究者对冷加工MP35N 合金显微组织为马氏体的结论提出了质疑 RAGHAVAN等利用TEM手段对MP3N合金的相 变进行了研究,并最终发现,冷加工过程中MP35N 团 合金中并没有形成HCP结构的ε相,而只有变形孪晶 存在,冷加工态MP35N强度的增加是由于位错运动 受到孪晶阻碍所致。 RAGHAVAN等还通过不同温 度下MP35N合金的拉伸实验指出,室温下变形的 0.m MP35N合金显微组织结构中没有HCP相产生,只有 (b 大量的孪晶结构,而77K处理的MP35N合金显微组 织中在某些孤立部位有少量的HCP结构ε相,总含量 小于5%。但后来,HAN等的实验结果证明, [T0 MP35N合金降温至77K的整个过程中并没有出现马 氏体相转变,即不存在 RAGHAVAN等提出的HCP 结构ε相。 随后数十年来,研究者们对冷加工MP3N合金 的显微组织结构研究变得更为系统,1997年, ASGARI 等H在对低层错能面心立方金属硬化机制和显微组 图2MP35N合金电子显微图像和衍射花样2 织演变机理的研究中指出,MP35N合金硬化过程分为 Fg2 Electron micrograph and diffraction pattern of NP3sN4个阶段,分别为应变硬化初始阶段、孪晶形成阶段 aloy2l(a) Microstructure;,(b) Transmission diffraction孪晶取向无序阶段和二次孪晶形成阶段,MP35N合 attern 金冷加工变形阶段只有孪晶形成,冷变形强化是由于 孪晶界阻碍晶体滑移所致。 ASGAR还研究了不同 程中同样会有HCP相形成,新形成的HCP相恰好能晶粒尺寸下的MP35N合金强化行为,研究结果表明 起到了细化FCC基体晶粒的作用,从而实现强化 晶粒尺寸越小,孪晶变形越困难;低层错能多晶材料 1992年, SINGH等时指出,高应变硬化率冷加工过在晶粒很细时加工硬化率会大大低于大晶粒材料的 程中,MP35N合金{11}面上会形成带有缺陷的板条而且细晶MP35N时效处理后无二次硬化现象。这时 状结构HCP相,蠕变测试表明,MP3N合金会随着由于变形孪晶是不均匀变形导致的晶粒取向差的结 蠕变速率的增加而逐渐形成六方马氏体相,其中果,细晶难以形成变形孪晶。在另一种MP系列合金 800℃是马氏体相高速形成阶段 MP159的力学性能研究中,马淑波通过透射电镜观察 随着探测技术的升级,2001年以来,研究者们在到了MP159合金变形过程中形成的呈交织网络分布 冷变形MP35N组织中发现了HCP结构的马氏体之外的薄片,这些薄片多数为形变孪晶,少数为HCP相 的一种纳米级结构相。 ISHMAKU等发现,1999年前后,LU等4切通过计算机模拟绘制出 MP35N合金冷变形过程中会在{111面上形成织构和MP159合金的基体FCC相、孪晶和HCP相的电子衍 纳米级的细板状物,细板状物对FCC基体有强化作射图样,确定了这三种结构的最佳特征取向,通过对 用,因此推导出冷变形合金拉伸强度、硬度显著增加,比TEM衍射花样和计算机模拟电子衍射图样发现 是因为基体中小细板增加了位错运动阻碍。HAN等冷拔加工过程中MP159合金FCC晶粒中主要显微结 指出冷变形MP35N合金不仅会形成纳米级细板结构,构为,含有交织网状的细板,细板间为层错、位错缠 还会形成高密度位错,从而导致合金的强化。另外,结,板条为孪晶。因此,导致冷加工MP159合金强化 冷变形过程还会导致织构的产生和退火孪晶界的旋的根本原因是李晶和层错的产生。 转,厚度只有几个原子层厚的纳米板会在惯性面{111 近年来,织构对强化的影响颇受关注。LI等81 上形成。冷变形时效后MP35N室温下屈服强度会达指出MP3N合金FCC基体中(11取向织构的体积分 到2125MPa,而显微结构表明时效过程中纳米细板数越高,金属屈服强度越高。 PRASAD等发现冷拔 总长会增加而厚度基本不变。 后出现孪晶的主要是{111(112)取向,孪晶由表及里第 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 1047 图 2 MP35N 合金电子显微图像和衍射花样[23] Fig. 2 Electron micrograph and diffraction pattern of NP35N alloy[23]: (a) Microstructure; (b) Transmission diffraction pattern 程中同样会有 HCP 相形成，新形成的 HCP 相恰好能 起到了细化 FCC 基体晶粒的作用，从而实现强化。 1992 年，SINGH 等[35]指出，高应变硬化率冷加工过 程中，MP35N 合金{111}面上会形成带有缺陷的板条 状结构 HCP 相，蠕变测试表明，MP35N 合金会随着 蠕变速率的增加而逐渐形成六方马氏体相，其中 800 ℃是马氏体相高速形成阶段。 随着探测技术的升级，2001 年以来，研究者们在 冷变形 MP35N 组织中发现了 HCP 结构的马氏体之外 的一种纳米级结构相。ISHMAKU 等[36−37]发现， MP35N 合金冷变形过程中会在{111}面上形成织构和 纳米级的细板状物，细板状物对 FCC 基体有强化作 用，因此推导出冷变形合金拉伸强度、硬度显著增加， 是因为基体中小细板增加了位错运动阻碍。HAN 等[38] 指出冷变形 MP35N 合金不仅会形成纳米级细板结构， 还会形成高密度位错，从而导致合金的强化。另外， 冷变形过程还会导致织构的产生和退火孪晶界的旋 转，厚度只有几个原子层厚的纳米板会在惯性面{111} 上形成。冷变形时效后 MP35N 室温下屈服强度会达 到 2125 MPa，而显微结构表明时效过程中纳米细板 总长会增加而厚度基本不变。 1.1.2 孪晶强化 从 1980 开始，就有部分研究者对冷加工 MP35N 合金显微组织为马氏体的结论提出了质疑， RAGHAVAN 等[39]利用 TEM 手段对 MP35N 合金的相 变进行了研究，并最终发现，冷加工过程中 MP35N 合金中并没有形成 HCP 结构的 ε 相，而只有变形孪晶 存在，冷加工态 MP35N 强度的增加是由于位错运动 受到孪晶阻碍所致。RAGHAVAN 等[40]还通过不同温 度下 MP35N 合金的拉伸实验指出，室温下变形的 MP35N 合金显微组织结构中没有 HCP 相产生，只有 大量的孪晶结构，而 77 K 处理的 MP35N 合金显微组 织中在某些孤立部位有少量的 HCP 结构 ε 相，总含量 小于 5%[40]。但后来，HAN 等[41]的实验结果证明， MP35N 合金降温至 77 K 的整个过程中并没有出现马 氏体相转变，即不存在 RAGHAVAN 等[39]提出的 HCP 结构 ε 相。 随后数十年来，研究者们对冷加工 MP35N 合金 的显微组织结构研究变得更为系统，1997 年，ASGARI 等[42]在对低层错能面心立方金属硬化机制和显微组 织演变机理的研究中指出，MP35N 合金硬化过程分为 4 个阶段，分别为应变硬化初始阶段、孪晶形成阶段、 孪晶取向无序阶段和二次孪晶形成阶段， MP35N 合 金冷加工变形阶段只有孪晶形成，冷变形强化是由于 孪晶界阻碍晶体滑移所致。ASGARI[43]还研究了不同 晶粒尺寸下的 MP35N 合金强化行为，研究结果表明， 晶粒尺寸越小，孪晶变形越困难；低层错能多晶材料 在晶粒很细时加工硬化率会大大低于大晶粒材料的， 而且细晶 MP35N 时效处理后无二次硬化现象。这时 由于变形孪晶是不均匀变形导致的晶粒取向差的结 果，细晶难以形成变形孪晶。在另一种 MP 系列合金 MP159 的力学性能研究中，马淑波通过透射电镜观察 到了 MP159 合金变形过程中形成的呈交织网络分布 的薄片，这些薄片多数为形变孪晶，少数为 HCP 相[44]。 1999 年前后，LU 等[45−47]通过计算机模拟绘制出了 MP159 合金的基体 FCC 相、孪晶和 HCP 相的电子衍 射图样，确定了这三种结构的最佳特征取向，通过对 比 TEM 衍射花样和计算机模拟电子衍射图样发现， 冷拔加工过程中 MP159 合金 FCC 晶粒中主要显微结 构为，含有交织网状的细板，细板间为层错、位错缠 结，板条为孪晶。因此，导致冷加工 MP159 合金强化 的根本原因是孪晶和层错的产生。 近年来，织构对强化的影响颇受关注。LI 等[48] 指出 MP35N 合金 FCC 基体中〈111〉取向织构的体积分 数越高，金属屈服强度越高。PRASAD 等[32]发现冷拔 后出现孪晶的主要是{111}〈112〉取向，孪晶由表及里