馬秀萍，李 超

（北京航空材料研究院，北京100095）

CoCrMo合金與不銹鋼、鈦合金相比與人體具有良好的生物相容性，已成為臨床中較為理想的人工關(guān)節(jié)用主要材料，并被廣泛應(yīng)用于金屬髖關(guān)節(jié)等外科植入物[1－5］。但是在生產(chǎn)過程中，CoCrMo合金的室溫抗拉強(qiáng)度或伸長率不合格的問題一直困擾著生產(chǎn)者，經(jīng)常出現(xiàn)由于室溫拉伸性能不合格而使生產(chǎn)成本增加。CoCrMo合金由鈷基面心立方基體相和碳化物相組成，碳化物作為CoCrMo合金中重要強(qiáng)化相，合金內(nèi)碳化物大小、分布形態(tài)和數(shù)量，對(duì)合金的性能有較大的影響[6－9］。

本工作主要通過探討不同鑄造過熱度和高溫固溶熱處理對(duì)CoCrMo合金顯微組織的影響，以及顯微組織對(duì)合金性能的影響，旨在為獲得合適顯微組織的工藝提供理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

本實(shí)驗(yàn)中采用同一爐母合金錠，母合金錠的化學(xué)成分采用最優(yōu)成分配比[10］。從該爐母合金錠切取4段（4±0.15）kg的料段，在ZG－25kg真空感應(yīng)熔煉爐按照傳統(tǒng)工藝進(jìn)行重熔，并在不同過熱度下鑄成燈籠試棒。模殼焙燒溫度均為900℃，4爐試樣的鑄造過熱度分別為1＃：30℃；2＃：70℃；3＃：110℃；4＃：150℃，其中1＃試棒采用單殼澆注方式，其余3爐試棒采用填砂澆注方式。

對(duì)不同過熱度鑄造的試棒分別進(jìn)行晶粒度觀察，利用光學(xué)金相顯微鏡和掃描電子顯微鏡對(duì)不同狀態(tài)試樣的碳化物形貌進(jìn)行觀察，并利用透射電鏡對(duì)固溶熱處理前后碳化物進(jìn)行形貌觀察和電子衍射分析。

從每爐試棒中各挑選無鑄造缺陷的6根試棒，其中3根進(jìn)行1220℃×4h，油冷的高溫固溶熱處理。經(jīng)過熱處理后的試棒和另外3根鑄態(tài)試棒一起加工成工作部位尺寸為φ5mm的試樣，按照GB228—2002進(jìn)行室溫拉伸性能測試，實(shí)驗(yàn)結(jié)果取3根試樣實(shí)驗(yàn)平均值。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 鑄造過熱度對(duì)晶粒度和枝晶的影響

圖1 不同鑄造過熱度的低倍晶粒度 （a）1＃試樣；（b）2＃試樣；（c）3＃試樣；（d）4＃試樣Fig.1 Crystal grain photographs of samples at different superheat temperatures（a）sample 1＃；（b）sample 2＃；（c）sample 3＃；（d）sample 4＃

圖2 不同鑄造過熱度的枝晶組織 （a）1＃試樣；（b）2＃試樣；（c）3＃試樣；（d）4＃試樣Fig.2 Dendritic structures at different superheat temperatures（a）sample 1＃；（b）sample 2＃ ；（c）sample 3＃；（d）sample 4＃

表1 不同鑄造過熱度下晶粒尺寸和枝晶間距Table1 Grain size and dendrite arm spacing of samples at different casting superheat temperatures

在不同過熱度下鑄造的四爐鑄態(tài)試棒切取試樣進(jìn)行腐蝕，分別觀察試樣低倍晶粒度和二次枝晶組織，見圖1和圖2。表1給出了不同鑄造過熱度下試樣的晶粒尺寸和枝晶間距。從圖1、圖2和表1中可以看出，1＃試樣的晶粒度和枝晶間距非常細(xì)小，平均晶粒尺寸僅有0.6mm，2＃試樣平均晶粒尺寸為6.0mm，枝晶間距為60μm，隨著過熱度的增加晶粒度和枝晶間距明顯增大，4＃試樣的晶粒尺寸增大到12.4mm，枝晶間距增大到72μm。

2.2 鑄造過熱度對(duì)CoCrMo合金碳化物組織的影響

對(duì)不同過熱度鑄造的試棒觀察碳化物組織，由圖3和圖4可見，CoCrMo合金在鑄態(tài)下碳化物以共晶狀存在，在（γ＋碳化物）共晶團(tuán)周圍分布著細(xì)小的顆粒狀碳化物。隨著過熱度的增加，碳化物共晶團(tuán)的尺寸呈遞增趨勢，但是碳化物共晶團(tuán)尺寸增大的趨勢并沒有晶粒度隨過熱度增加的趨勢大。1＃試樣共晶團(tuán)數(shù)量較多，因1＃試樣晶粒非常細(xì)小，所以共晶團(tuán)尺寸也比較小，多分布在晶界上，呈無規(guī)則鏈狀（圖3（a）），最大碳化物共晶團(tuán)尺寸為68μm，經(jīng)過定量金相分析，共晶團(tuán)的體積分?jǐn)?shù)為5.9%。2＃試樣共晶團(tuán)呈塊狀分布，其尺寸略有增大（圖3（b）），最大共晶團(tuán)尺寸達(dá)到了76μm，共晶團(tuán)體積分?jǐn)?shù)為5.3%。3＃試樣中碳化物共晶團(tuán)更多（圖3（c）），最大的尺寸達(dá)到了117μm，體積分?jǐn)?shù)為5.8%。4＃試樣中最大碳化物共晶團(tuán)尺寸達(dá)到了150μm，體積分?jǐn)?shù)為6.4%（圖3（d））。

圖3 不同鑄造過熱度下CoCrMo合金的金相照片 （a）1＃試樣；（b）2＃試樣；（c）3＃試樣；（d）4＃試樣Fig.3 Metallurgical micrographs of CoCrMo alloy at different superheat temperatures（a）sample 1＃；（b）sample 2＃ ；（c）sample 3＃；（d）sample 4＃

2.3 固溶熱處理對(duì)CoCrMo合金顯微組織的影響

通過在SEM電鏡下觀察CoCrMo合金固溶熱處理前后的顯微組織。其中圖4為1＃試樣的鑄態(tài)和熱處理后的顯微組織。CoCrMo合金在鑄態(tài)下碳化物以大塊共晶狀存在，在共晶碳化物周圍分布著細(xì)小的顆粒狀碳化物（圖4（a））。經(jīng)過固溶熱處理后大塊共晶狀碳化物已經(jīng)分解，并在冷卻過程中成為細(xì)小顆粒狀的碳化物，細(xì)小顆粒狀碳化物彌散分布在基體上（圖4（b））。

圖4 1＃試樣固溶熱處理前后CoCrMo合金的顯微組織 （a）鑄態(tài)；（b）固溶熱處理后Fig.4 Microstructure of CoCrMo alloy before and after solution treatment of sample 1＃（a）as cast；（b）after solution treatment

對(duì)1＃試樣鑄態(tài)和熱處理狀態(tài)試樣的碳化物在TEM透射電鏡下進(jìn)行形貌觀察和電子衍射分析，見圖5，分析表明：在鑄態(tài)下碳化物為片層狀結(jié)構(gòu)（圖5（a）），經(jīng)過熱處理后細(xì)小碳化物為亮白色顆粒狀（圖5（c））。圖5（b）和5（d）為CoCrMo合金在鑄態(tài)下大塊狀共晶狀碳化物和熱處理后的細(xì)小碳化物的電子衍射斑點(diǎn)，對(duì)電子衍射斑點(diǎn)進(jìn)行分析計(jì)算，結(jié)果表明：鑄態(tài)和熱處理后的碳化物均為具有立方晶格結(jié)構(gòu)的M23C6碳化物。有研究表明[6］，鈷基合金中碳化物有M7C3，M6C，M23C6和MC等，碳化物類型受該合金中碳化物形成元素和碳含量控制，經(jīng)過熱處理后要向穩(wěn)定的M23C6轉(zhuǎn)變。本次實(shí)驗(yàn)的CoCrMo合金中Cr元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為28.20%，C元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.26%，碳化物形成元素為Cr，因合金具有高的Cr／C比，所以在鑄態(tài)時(shí)形成M23C6的共晶狀碳化物。

圖5 CoCrMo合金碳化物形貌和衍射斑點(diǎn) （a），（b）鑄態(tài)；（c），（d）固溶熱處理后Fig.5 Morphology and electron diffraction pattern of carbides in CoCrMo alloy （a），（b）as cast；（c），（d）after solution treatment

2.4 不同鑄造過熱度和固溶熱處理對(duì)室溫拉伸性能的影響

CoCrMo合金在不同過熱度鑄造的試棒和經(jīng)過固溶熱處理后試棒的室溫拉伸性能數(shù)據(jù)見表2，從表2中可以看出，在鑄態(tài)下，1＃試樣的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均為最高，隨著過熱度的增加，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均呈下降趨勢，這是因?yàn)殡S著過熱度的增加，試棒的晶粒尺寸不斷增大，由于晶界強(qiáng)化作用，細(xì)小晶粒更有利于提高強(qiáng)度，所以隨著晶粒尺寸的增大強(qiáng)度降低。經(jīng)過熱處理后，除了4＃試樣抗拉強(qiáng)度無明顯變化以外，其余試棒的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率都有了很大程度的提高，其中依然是1＃試樣的性能結(jié)果居于首位，拉伸性能隨著過熱度的增加呈遞降趨勢。

表2 不同狀態(tài)試樣的室溫拉伸性能Table 2 RT tensile properties of CoCrMo alloy before and after solution heat treatment at different casting superheat temperatures

3 討論與分析

鑄造試棒時(shí)，由于小的過熱度，在凝固過程中加大結(jié)晶前沿的過冷度，從而導(dǎo)致合金的枝晶更加細(xì)小，枝晶間的偏析減小，碳化物的分布也就更均勻、細(xì)小。澆注試棒時(shí)，1＃試樣過熱度小，再加上是單殼澆注，殼型在等待澆注的過程中熱量損失較大，在鋼液澆入殼型的瞬間，鋼液中有較大的過冷度，鋼液內(nèi)部形成大量晶核，從而形成細(xì)小的晶粒和枝晶，碳化物也就越細(xì)小、均勻。晶粒越細(xì)小，室溫拉伸強(qiáng)度越高，這是由于細(xì)晶強(qiáng)化作用，在常溫下，晶界對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)構(gòu)成強(qiáng)烈障礙，從而提高材料強(qiáng)度，晶粒越細(xì)，晶界面積越多，強(qiáng)度越高。多晶體奧氏體中各晶粒取向不同，在外力作用下，不同取向的晶粒變形必須相互協(xié)調(diào)，而不能各自獨(dú)立變形，因而進(jìn)一步產(chǎn)生強(qiáng)化[12］。

CoCrMo合金經(jīng)過1220℃／4h，油冷的固溶熱處理后碳化物形態(tài)和尺寸發(fā)生了變化，鑄態(tài)下形成的初生M23C6共晶碳化物發(fā)生分解并在冷卻過程中重新析出為更細(xì)小的二次M23C6，并均勻分布于基體上。熱處理后室溫拉伸性能的提高，一方面是由于粗大碳化物的溶解使基體軟化，試樣的塑性得到提高，另一方面由于細(xì)小二次M23C6的彌散析出，它一般析出于基體的堆垛層錯(cuò)上，這種硬的碳化物粒子和堆垛層錯(cuò)相互作用，產(chǎn)生分散、均勻的鎖扎結(jié)構(gòu)，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)至該結(jié)構(gòu)處，強(qiáng)烈受阻，所以產(chǎn)生較大的強(qiáng)化效果[11］。經(jīng)過熱處理后鑄造組織更加均勻，彌散強(qiáng)化與固溶強(qiáng)化的共同作用使合金的室溫拉伸性能得到改善。

4 結(jié)論

（1）CoCrMo合金在鑄態(tài)下碳化物呈無規(guī)則塊狀或鏈狀分布，碳化物主要以共晶狀M23C6碳化物存在，隨著過熱度的增加，試棒晶粒尺寸由0.6mm增大到12.4mm，枝晶間距增大到72μm，碳化物共晶團(tuán)尺寸由68μm增大到150μm，同時(shí)抗拉強(qiáng)度和伸長率降低。

（2）CoCrMo合金經(jīng)過固溶熱處理后，大部分共晶狀碳化物溶解，并在冷卻過程中以彌散分布的細(xì)小顆粒狀M23C6碳化物析出，抗拉強(qiáng)度和伸長率均得到明顯提高。細(xì)小彌散分布的M23C6碳化物有助于提高CoCrMo合金室溫拉伸性能。

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