涂揚(yáng)霓，王 浩

（1.上海理工大學(xué) 健康科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200093；2.“一帶一路”醫(yī)療器械監(jiān)管科學(xué)上海理工大學(xué)研究院，上海 200093；3.上海理工大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，上海 200093）

多主元合金是一類新型的合金材料，通常包含有三種或五種金屬元素，也將其稱之為高熵或中熵合金[1-3]。這類合金因具有出色的強(qiáng)度和延展性的組合吸引了研究者廣泛的研究興趣，憑借其獨(dú)特的性能使其在汽車、生物醫(yī)學(xué)、渦輪機(jī)和航空工業(yè)中被廣泛應(yīng)用。從合金成分的設(shè)計(jì)上來看，多主元合金與傳統(tǒng)單一主元合金具有截然不同的成分體系。由于元素?cái)?shù)目較多，導(dǎo)致其混合熵值大于產(chǎn)生金屬間化合物的熵值，各主元素自由無序的分布，形成了一種無基元固溶體，而不是復(fù)雜的相或者化合物；不同種類原子間的不同結(jié)合能和不同晶體結(jié)構(gòu)也能導(dǎo)致嚴(yán)重的晶格畸變，這也使得晶面滑移和位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)困難，產(chǎn)生固溶強(qiáng)化作用，從而提高多主元合金的強(qiáng)度和硬度。合金體系內(nèi)更高的熱力學(xué)熵值，降低了混合后的吉布斯自由能，高熵和中熵合金的固溶體相結(jié)構(gòu)主要可以分為單相和多相[4-7]。其中單相FCC 多主元合金具有優(yōu)異的延展性，但是合金強(qiáng)度普遍偏低，而單相BCC 結(jié)構(gòu)的合金卻具有較高的強(qiáng)度，但是延展性較差。因此，可以通過調(diào)節(jié)元素合理的配比，對(duì)合金微觀組織結(jié)構(gòu)進(jìn)行調(diào)控，以此實(shí)現(xiàn)對(duì)合金強(qiáng)度和塑性的完美配合[8-10]。這種多元體系結(jié)構(gòu)具有更好的包容性，促進(jìn)多重強(qiáng)化機(jī)制在合金基體中協(xié)同作用。

多主元合金用作醫(yī)用金屬材料的研究主要集中在以Ti、Zr、Nb、Ta、Hf 等元素為基體的具有BCC 和HCP 相結(jié)構(gòu)的合金[11-14]。對(duì)于含有Co、Ni、Fe、Cr、Mn 元素的具有FCC 相結(jié)構(gòu)的多主元合金作為生物醫(yī)用金屬材料的研究相對(duì)較少。本文主要研究經(jīng)微量Ti 元素合金化后的Co36Fe36Cr18Ni8Ti2合金的微觀結(jié)構(gòu)對(duì)合金力學(xué)性能和在模擬體液中耐腐蝕性能的影響，建立合金成分-微觀結(jié)構(gòu)-力學(xué)性能-耐腐蝕性能間的關(guān)聯(lián)性，分析合金作為醫(yī)用金屬植入材料的潛在可能性。

1 試驗(yàn)過程

1.1 合金熔煉

研究采用電弧熔煉制備合金鑄錠，選用純度≥99.99%的金屬原料，根據(jù)原子比配置成50 g 的Co36Fe36Cr18Ni8Ti2合金原料。將稱量好的不同成分的原料放入銅制坩堝中，為了保證熔煉時(shí)原料的充分混合，將密度大的原料置于上方。電弧熔煉爐腔體內(nèi)的真空抽到5×10-2Pa 以下，之后充入高純氬氣。在抽真空過程中，需要進(jìn)行氬氣洗氣，該步驟需要進(jìn)行至少3 次，以此盡量降低腔體中氧氣的含量，降低合金熔煉時(shí)的氧化程度。將鎢電極棒移動(dòng)到Ti 錠上方5 mm 處起弧。起弧后將電極移至原料上方10～20 mm 處，調(diào)節(jié)電流由小到大緩慢地控制電極溫度將原料金屬熔化直到液相，在銅質(zhì)水冷坩堝里能夠均勻地流動(dòng)，熔煉時(shí)間約5 min。之后關(guān)閉電極，待合金鑄錠溫度降低，通過機(jī)械手將合金翻轉(zhuǎn)并重復(fù)之前的熔煉步驟，合金每面至少熔煉4 次，以保證合金鑄錠組織的均勻性。

1.2 冷加工與熱處理

將電弧熔煉制備的合金鑄錠放置于管式爐熱電偶位置處，打開氬氣氣氛，調(diào)節(jié)好氣流后，設(shè)定氣氛爐溫度到1 000 ℃后開始加熱，待爐溫到達(dá)指定溫度后計(jì)時(shí)，保溫8 h，將樣品取出水冷，用砂紙將表面氧化層打磨干凈。對(duì)固溶后的樣品采用小型軋鋼機(jī)多道次、小下壓量（0.5 mm）、沿長度方向進(jìn)行軋制，冷軋加工變形量約為90%，最終得到厚度為1.6 mm 的板材樣品。然后采用低速走絲電火花線切割機(jī)床將軋制后的板材樣品切割成板材拉伸試樣和邊長為10 mm 的正方形試樣。并在氬氣氣氛管式爐內(nèi)對(duì)切割后的樣品分別在700 ℃和800 ℃下進(jìn)行15 min 的再結(jié)晶退火處理后水冷。

1.3 樣品表征分析

采用Bruker D8 Advance X 射線衍射儀（X-ray diffractometer，XRD）測試樣品的物相組成，采用電子背散射衍射（electron back-scattered diffraction，EBSD）表征樣品的微觀結(jié)構(gòu)形貌。采用室溫下的靜態(tài)拉伸試驗(yàn)測試樣品的力學(xué)性能。采用電化學(xué)試驗(yàn)表征樣品在模擬體液中的耐腐蝕性能。采用掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM）觀察樣品室溫拉伸斷裂后的斷口形貌，以及在模擬體液中腐蝕后的表面形貌。

2 結(jié)果與討論

2.1 再結(jié)晶退火處理后的相組成

圖1 為Co36Fe36Cr18Ni8Ti2合金樣品在700 ℃和800 ℃退火后的XRD 圖，從圖1 中可以看出，樣品主要表現(xiàn)出FCC 相的三個(gè)主要衍射峰（111），（200），（220），在兩種退火溫度下，（111）峰始終為主要的衍射峰，可見，退火溫度的升高沒有對(duì)晶體取向造成影響，700 ℃退火，樣品的衍射峰中出現(xiàn)了微弱的Co2Ti 峰。隨著退火溫度的升高，衍射峰的數(shù)量沒有改變，說明合金表現(xiàn)出良好的相穩(wěn)定性。

圖1 不同溫度退火的Co36Fe36Cr18Ni8Ti2合金的XRD 譜圖Fig.1 XRD patterns of the Co36Fe36Cr18Ni8Ti2 alloy annealed at different temperatures

2.2 再結(jié)晶退火處理后合金的微觀結(jié)構(gòu)

為了進(jìn)一步研究再結(jié)晶退火對(duì)Co36Fe36Cr18Ni8Ti2合金微觀組織結(jié)構(gòu)的影響，通過EBSD 對(duì)兩種退火溫度下的樣品的內(nèi)部結(jié)構(gòu)進(jìn)行分析。圖2 分別展示了鑄態(tài)Co36Fe36Cr18Ni8Ti2合金樣品經(jīng)冷軋和再結(jié)晶退火處理后的IPF 圖、相分布圖以及晶粒尺寸分布直方圖。IPF 圖中不同的顏色代表具有不同取向的晶粒，藍(lán)色為<111>，綠色為<101>，紅色為<001>。從700 ℃和800 ℃退火后的IPF 圖中可以看出，晶粒的取向分布較為均勻。在圖2（a）中可以看出，退火后的合金內(nèi)部存在大量近似于板條狀的細(xì)小晶粒，與軋制方向平行，說明合金在700 ℃下退火的再結(jié)晶不夠充分，此結(jié)構(gòu)使合金具有較高的強(qiáng)度。當(dāng)退火溫度升高到800 ℃后，合金內(nèi)的晶粒表現(xiàn)為準(zhǔn)等軸晶結(jié)構(gòu)，如圖2（b）所示，晶粒尺寸較700 ℃的明顯長大，而且晶粒內(nèi)存在清晰的退火孿晶結(jié)構(gòu)，合金的塑性有所提高。圖2（c）和圖2（d）為合金內(nèi)部相結(jié)構(gòu)的分布情況，一部分Ti 元素固溶在FCC 相中，剩余部分形成具有HCP 結(jié)構(gòu)的細(xì)小Co2Ti 析出相顆粒。可以看出，700 ℃退火后的析出相分布于晶界附近以及晶粒內(nèi)部，析出相尺寸細(xì)小而且分布較為隨機(jī)。800 ℃退火后隨著晶粒尺寸的增大，部分析出相表現(xiàn)為細(xì)長板條狀的結(jié)構(gòu)。圖2（e）和圖2（f）為合金在兩種溫度下退火后的晶粒尺寸分布函數(shù)圖，可以看出，700 ℃退火的合金晶粒尺寸小于1 μm 的晶粒占比可以達(dá)到87.5%，平均晶粒尺寸為0.62 μm。而800 ℃退火后合金的晶粒尺寸明顯增大，其中小于1 μm 的晶粒占比降低為60.2%，平均晶粒尺寸為1.08 μm。從晶粒分布圖中可以看出800 ℃退火后粗晶的比例開始升高，這也將提高合金基體的塑性。

圖2 不同溫度退火后Co36Fe36Cr18Ni8Ti2 合金EBSD 圖Fig.2 EBSD images of the Co36Fe36Cr18Ni8Ti2 alloy annealed at different temperatures

2.3 退火溫度對(duì)再結(jié)晶結(jié)構(gòu)的影響

Co36Fe36Cr18Ni8Ti2合金在不同退火溫度下進(jìn)行再結(jié)晶后，再結(jié)晶程度對(duì)合金結(jié)構(gòu)以及力學(xué)性能會(huì)造成影響。通過EBSD-Recrystallized Fraction 模塊可以得到再結(jié)晶退火處理后的再結(jié)晶組織、亞晶粒組織與變形組織在基體中的分布情況。圖3 為合金經(jīng)冷軋后700 ℃和800 ℃退火下合金再結(jié)晶組織分布圖、晶界分布圖、再結(jié)晶組織分?jǐn)?shù)統(tǒng)計(jì)和晶粒度取向差的分布直方圖。在圖3（a）和圖3（b）中，藍(lán)色晶粒為完成再結(jié)晶的晶粒組織，黃色晶粒為發(fā)生回復(fù)的亞晶粒，紅色的晶粒為殘余的變形組織。圖3（a）為700 ℃退火后的樣品，可以發(fā)現(xiàn)藍(lán)色與黃色晶粒區(qū)域占據(jù)整個(gè)表征區(qū)域，而且還存在較大的紅色區(qū)域。說明冷軋后的合金在700 ℃下的退火處理再結(jié)晶不完全，存在大量的亞晶粒與殘余變形晶粒，從圖3（e）對(duì)于各種結(jié)構(gòu)占比的統(tǒng)計(jì)結(jié)果來看，再結(jié)晶晶粒占比為59.5%，殘余變形組織占比為20.0%，通常情況下，這些變形結(jié)構(gòu)可以在很大程度上提高合金的強(qiáng)度，但占比過多，又會(huì)導(dǎo)致合金發(fā)生脆性斷裂。圖3（b）為800 ℃下退火的再結(jié)晶情況，可以看出藍(lán)色晶?；菊紦?jù)了整個(gè)表征區(qū)域，只有部分區(qū)域存在亞晶粒，殘余變形組織則更少。因此，在800 ℃下退火，合金的再結(jié)晶過程更為充分，藍(lán)色的再結(jié)晶晶粒占比升高到86.5%，殘余變形組織則降低到4.3%，而且合金內(nèi)部含量較多的FCC 相再結(jié)晶晶?？梢詾榛w提供良好的塑性。圖3（c）和圖3（d）為退火后合金內(nèi)部晶界類型的分布圖，圖中綠色線為小角度晶界（LAGB），黑色線為大角度晶界（HAGB），紅色線為Σ3 孿晶界（TB）。小角度晶界的形成主要?dú)w因于冷軋過程中所引入的位錯(cuò)胞以及局部位錯(cuò)纏繞在退火作用下發(fā)生對(duì)消和重新排列，結(jié)合圖3（a）和圖3（b）可以看出小角度晶界的集中區(qū)位于亞晶粒與殘余變形組織區(qū)，從晶粒取向差的分布直方圖3（f）中可以看出小角度晶界的占比在700 ℃退火樣品中達(dá)到了37.5%，同時(shí)合金內(nèi)發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶的晶粒也出現(xiàn)了大量的Σ3 孿晶界，其占比為19.2%。隨著退火溫度的升高，合金內(nèi)小角度晶界的占比顯著降低到23%，更多的變形儲(chǔ)能得到釋放，促進(jìn)大角度晶界的形成，此時(shí)合金內(nèi)Σ3 孿晶界的占比升高到30.6%，表明合金在該溫度下較快地完成了回復(fù)或再結(jié)晶，同時(shí)也出現(xiàn)了晶粒的粗化和長大，所以，大角度晶界的占比也會(huì)隨著退火溫度的升高而增大，合金的強(qiáng)度將降低，塑性將得到提高。

圖3 再結(jié)晶退火處理后Co36Fe36Cr18Ni8Ti2 合金的再結(jié)晶組織和晶界分布圖Fig.3 Recrystallization structure and grain boundary distribution of the Co36Fe36Cr18Ni8Ti2 alloy after recrystallization annealing treatment

2.4 退火溫度對(duì)合金力學(xué)性能的影響

圖4 展示了冷軋后的合金在700 ℃和800 ℃下退火后的力學(xué)性能測試結(jié)果，分別為合金室溫下靜態(tài)拉伸測試的應(yīng)力-應(yīng)變曲線、強(qiáng)度和伸長率的對(duì)比以及應(yīng)變硬化率曲線。從圖4（a）和圖4（b）中可以看出，Co36Fe36Cr18Ni8Ti2合金樣品在700 ℃退火后具有很高的抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度，分別達(dá)到了1 038 MPa 和956 MPa，遠(yuǎn)高于在800 ℃退火后的抗拉強(qiáng)度853 MPa 和屈服強(qiáng)度468 MPa。但是，700 ℃退火樣品的斷裂塑性較低，伸長率僅為10.4%；而800 ℃下退火的樣品具有較高的伸長率，可達(dá)到40%。說明700 ℃退火樣品的微觀結(jié)構(gòu)中存在大量的硬化組織，如細(xì)晶粒、析出相以及殘余變形組織都可以有效提高合金的強(qiáng)度。圖4（c）和圖4（d）分別為Co36Fe36Cr18Ni8Ti2合金樣品在700 ℃和800 ℃下的真實(shí)應(yīng)力-應(yīng)變曲線與應(yīng)變-硬化率曲線，可以看出，樣品在800 ℃下再結(jié)晶后應(yīng)變-硬化指數(shù)相對(duì)較大，具有較強(qiáng)的應(yīng)變硬化能力，這主要?dú)w因于高溫退火導(dǎo)致合金內(nèi)硬化組織的回復(fù)、溶解、晶粒粗化，從而出現(xiàn)退火軟化現(xiàn)象。而700 ℃下再結(jié)晶，合金內(nèi)部析出相的分布密集、存在殘余變形組織以及晶粒細(xì)小，這使得合金強(qiáng)度升高而應(yīng)變硬化以及抵抗塑性變形的能力下降，合金的塑性明顯降低。

圖4 Co36Fe36Cr18Ni8Ti2 合金在不同溫度退火后的力學(xué)性能曲線Fig.4 Mechanical property curves of Co36Fe36Cr18Ni8Ti2 alloys after annealing at different temperatures

圖5 為Co36Fe36Cr18Ni8Ti2合金在700 ℃和800 ℃再結(jié)晶退火后拉伸斷裂的斷口形貌圖。圖5（a）和圖5（b）為700 ℃下退火后樣品的斷口形貌，從圖5（a）中可以看出，斷口表面韌窩組織不明顯，呈現(xiàn)出高低起伏的臺(tái)階狀特征，并且在斷口處存在向各方向擴(kuò)展的裂紋。從放大的圖5（b）中可以看出，在臺(tái)階狀撕裂帶中出現(xiàn)微小的韌窩結(jié)構(gòu)，為塑性斷裂特征。Co36Fe36Cr18Ni8Ti2合金在700 ℃退火后的斷口形貌表明，合金主要以脆性斷裂為主，這與合金結(jié)構(gòu)中存在較多的變形組織有關(guān)。此外，合金晶粒較為細(xì)小，存在孔徑細(xì)小的韌窩結(jié)構(gòu)，導(dǎo)致該狀態(tài)下合金具有較高的抗拉強(qiáng)度，然而塑性較低。當(dāng)合金在800 ℃下退火后，從圖5（c）的斷口形貌中可以發(fā)現(xiàn)大量的韌窩結(jié)構(gòu)，此外還存在著長度不一的裂紋，從高倍的圖5（d）中可以看出，韌窩結(jié)構(gòu)密集，大孔徑韌窩周圍布滿了小韌窩，且具有一定深度，這些特征表明，800 ℃下退火后合金的塑性得到了明顯的改善，此時(shí)合金的斷裂方式為塑性斷裂，斷口的形貌特征與之前的拉伸曲線結(jié)果一致。

圖5 不同溫度退火15 min 后Co36Fe36Cr18Ni8Ti2 退火后的斷口形貌圖Fig.5 Fracture morphologies of the Co36Fe36Cr18Ni8Ti2 alloy annealed at different temperatures for 15 min

2.5 退火溫度對(duì)合金耐腐蝕性能的影響

圖6 為700 ℃和800 ℃下退火再結(jié)晶的Co36Fe36Cr18Ni8Ti2合金在37 ℃的SBF 溶液中的電化學(xué)極化曲線與電化學(xué)阻抗譜中的Nyqusit 曲線。從圖6（a）極化曲線中可以看出，兩種溫度下退火后的樣品存在明顯的鈍化區(qū)間，而且均有塔菲爾區(qū)直接向鈍化區(qū)轉(zhuǎn)變的過程，沒有出現(xiàn)活化到鈍化的轉(zhuǎn)變過程樣品可以在開路電位下自然形成保護(hù)性鈍化膜。在鈍化區(qū)，兩種合金都具有較低的電流密度，數(shù)量級(jí)在10-6A/cm2，隨著退火溫度的升高，合金的自腐蝕電位Ecorr降低，腐蝕電流密度Icorr升高，表明合金在SBF 溶液中的耐腐蝕性能降低。圖6（b）為合金在不同退火溫度下的電化學(xué)阻抗譜中的Nyqusit 曲線，Nyqusit 曲線均表現(xiàn)為半圓弧形的單一容抗環(huán)，容抗弧的半徑越大則代表合金的耐腐蝕越強(qiáng)。隨著退火溫度的升高，Co36Fe36Cr18Ni8Ti2合金的耐腐蝕性降低。

圖6 700 ℃和800 ℃下退火后的Co36Fe36Cr18Ni8Ti2 合金在37 ℃ SBF 溶液中的耐蝕性Fig.6 Corrosion resistance in 37 ℃ SBF solution of Co36Fe36Cr18Ni8Ti2 alloys annealed at 700 ℃ and 800 ℃

圖7 為電化學(xué)阻抗譜中的Bode 曲線經(jīng)過等效電路（EEC）擬合后的結(jié)果以及等效電路圖。從圖7（a）Bode 圖中可以看出，兩種處理狀態(tài)下的合金在高頻區(qū)的相位角趨近于零，說明不同退火溫度下的合金阻抗模數(shù)值幾乎保持不變，兩種退火溫度下合金存在相似電阻的行為。并且在低頻區(qū)的log|Z|和logf之間依然存在線性關(guān)系，而且相位角小于90°，說明鈍化層的雙電層電容特性在電化學(xué)阻抗中起主要作用。此外，700 ℃退火的樣品也具有較大的相位角，說明合金的耐腐蝕性也越高。說明電化學(xué)阻抗結(jié)果與極化曲線結(jié)果是相吻合的。圖7（b）為兩種溫度退火合金電化學(xué)腐蝕過程中的等效電路圖，從Bode 圖中可以看出，EEC 的擬合結(jié)果與試驗(yàn)結(jié)果基本一致，在ZSimpwin 軟件中可讀出擬合度值chi-square 應(yīng)小于～10-3數(shù)量級(jí)。電化學(xué)阻抗數(shù)據(jù)擬合后的電化學(xué)參數(shù)見表1，其中，Rf為鈍化膜層電阻，決定了合金表面鈍化膜的保護(hù)能力，Rct 為電荷轉(zhuǎn)移電阻，Rs為溶液電阻，Qdl為一個(gè)恒定相位元件（CPE），n對(duì)應(yīng)CPE 指數(shù)，Cdl為界面層電容。從表1 中可以看出，700 ℃退火樣品的極化電阻更高，鈍化膜的保護(hù)性更強(qiáng)。兩種溫度退火合金的Qdl對(duì)應(yīng)的指數(shù)n分別為0.937 和0.860，n接近1 時(shí)，表明系統(tǒng)更接近理想電容。

圖7 Co36Fe36Cr18Ni8Ti2 合金的Bode 圖和電化學(xué)阻抗數(shù)據(jù)擬合后的等效電路圖Fig.7 Bode diagrams and equivalent circuit diagram after impedance data fitting of Co36Fe36Cr18Ni8Ti2 alloy

表1 電化學(xué)阻抗數(shù)據(jù)擬合后的電化學(xué)參數(shù)Tab.1 Electrical parameters after impedance data fitting

圖8 為在700 ℃和800 ℃再結(jié)晶退火后的Co36Fe36Cr18Ni8Ti2合金在SBF 溶液中腐蝕后的表面形貌。圖8（a）中700 ℃退火樣品腐蝕后的表面組織較為均勻，部分區(qū)域存在點(diǎn)蝕坑，并且表面不存在晶界腐蝕的痕跡，從圖8（a）的局部放大圖8（b）中可以看出，樣品表面出現(xiàn)片狀與微細(xì)纖維狀的覆蓋層，但片層結(jié)構(gòu)不連續(xù)，且片層較薄。700 ℃退火后的樣品整體腐蝕情況較為均勻，表面出現(xiàn)膜層結(jié)構(gòu)，然而膜層不夠完整。圖8（c）為800 ℃退火樣品的腐蝕形貌，可以看出點(diǎn)蝕的痕跡更為明顯，且部分點(diǎn)蝕坑匯聚形成較大的腐蝕坑，腐蝕情況較為嚴(yán)重。根據(jù)之前的研究結(jié)果，樣品在800 ℃退火后，晶粒尺寸明顯增大，因此，在圖8（c）中可以看到沿晶界析出的物質(zhì)，在局部放大圖8（d）中可以看出在腐蝕的過程中，沿著晶界析出了薄片層狀物質(zhì)。這種片層物質(zhì)為CoCr2O4尖晶石氧化物[15]，通過從溶液中析出陽離子沿著晶界形核生長，膜層對(duì)樣品基體覆蓋率較低。對(duì)比兩種再結(jié)晶退火溫度合金表面的腐蝕形貌可以看出，鈍化膜可以沿著晶界形核并向晶內(nèi)擴(kuò)展，由于樣品在700 ℃下退火時(shí)晶粒細(xì)小，各種類型的晶界密度高，因此，其表面的膜層較800 ℃退火樣品的更為完整，對(duì)基體可以形成良好的防護(hù)，提高合金的耐腐蝕性能。

圖8 不同溫度退火的Co36Fe36Cr18Ni8Ti2 合金腐蝕后的表面形貌Fig.8 Surface morphologies of the Co36Fe36Cr18Ni8Ti2 alloy annealed at different temperatures after corrosion

3 結(jié)論

（1）退火后，基體以FCC 相為主，晶界與晶粒內(nèi)部析出了大量的Co2Ti 相顆粒，800 ℃退火與700℃退火相比，晶粒長大，析出相含量降低。

（2）在700 ℃下退火，再結(jié)晶不夠充分，合金基體中依然存在大量（占比20.0%）的變形組織和以亞晶粒和小角度晶界。在析出相、殘余變形組織共同作用下合金的強(qiáng)度顯著提高，斷口呈現(xiàn)出脆性斷裂現(xiàn)象。

（3）在700 ℃和800 ℃下再結(jié)晶后在SBF 中表現(xiàn)出較好的耐腐蝕性能，但隨著退火溫度的升高合金耐腐蝕性能降低。腐蝕后的合金表面出現(xiàn)了薄片層狀CoCr2O4復(fù)合氧化物膜層，有效提搞了鈍化膜的穩(wěn)定性，提高了合金的耐腐蝕性能。

（4）700 ℃下再結(jié)晶后的合金在力學(xué)性能和SBF 中的耐腐蝕性能都表現(xiàn)出優(yōu)異的狀態(tài)，其綜合性能具備成為新型生物醫(yī)用金屬材料的潛力。