D0I:10.13374/i.issm1001053x.2002.06.009 第24卷第6期 北京科技大学学报 Vol.24 No.6 2002年12月 Journal of University of Science and Technology Beijing Dec.2002 Fe-Cr-Mn(W,V)合金中层错和 fcc(y)一hcp(e)转变特征 余泉茂》胡本芙》陈焕铭2 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)宁夏大学物理与电气信息工程学院，银川750021 摘要利用TEM和X射线衍射仪对固溶态、固溶空冷态和固溶冰水淬火态亚稳奥氏体 Fe-12Cr-10Mn(w,V)合金(84)，以及固溶态、固溶+拉伸变形态稳定奥氏体Fe-13Cr-17Mn(W,V) 合金(85N)中y→转变与层错之间的关系进行了研究，并对影响y→e马氏体转变的合金元素进行 了分析，提出了进一步提高合金相稳定性的措施. 关键词FeCr-Mn;层错；转变特征 分类号TG132.32 原子能反应堆用抗辐照损伤及环保型低放 ley Partials)不断地从晶界和已存在的&马氏体 射性优良结构材料的研究和开发已成为实现核 界面发射形成层错重叠进而成为ε马氏体. 聚变-裂变堆发电的关键问题)，高锰奥氏体钢 为了进一步研究FeCr-Mn合金中应力诱 的独特性能和重要性一直引起人们关注.利用 发ε-马氏体与层错的关系，必须深入研究y相发 FeCr-Mn合金替代FeCr-Ni合金，既可以提高 生各种转变机理.本文对研制出的两种不同相 抗辐射肿胀性能，减少辐照后残存有害放射性 稳定性的合金：亚稳态的Fe-12Cr-l0Mn(W,V 的危害，同时又可以降低成本. 合金(84合金)和稳态的Fe-13Cr-17Mn(W,V合 FeCr-Mm合金奥氏体相的稳定性是影响 金(85N合金)利用TEM观察y一ε转变与层错之 合金强度、延展性及韧性指标的主要因素，是直 间的关系，探讨发生转变的微观现象和规律；通 接关系到FeCr-Mn合金能否全面替代FeCr- 过对影响转变因素的分析，为FeCr-Mn(W,V) Ni合金的关键问题.FeCr-Mn合金的相不稳 合金y相稳定性研究提供实验和理论依据. 定主要是由于该合金的层错能低，容易在高温 时效时发生相转变：fcc(y)一hcp(e)一bcc(a),从 1实验方法和程序 而决定了其强度和塑性. 试样84,85N合金成分如表1. 在fcc晶体中，全位错a2<110>可分解成柏 氏矢量为a/6<211>不全位错而形成一个层错带 表1实验合金成分（质量分数） 此层错带可以作为hcp(六方紧密堆积)的核心， Table 1 Chemical composition of 84 and 85N alloys 在每一个fcc(面心结构)中第二个密排面上层错 合金Cr Mn C Si V W 的规则重叠而形成&-马氏体，所以母相中层错 8412.5010.720.160.590.841.52 在fcc一hcp转变中起着重要的作用.然而对&- 85N13.017.00.340.611.952.00 合金Ni N S P Fe 马氏体形核机理还存在不同看法.在18-8不锈 842.00-0.0640.0085余量 钢研究中曾提出两种ε马氏体形核机理1：极轴 85N1.000.120.0110.0130余量 机理(Screw Pole)和层错的自发形核机理.Inag aki在Fe-14Mn-6Si-9Cr6Ni合金研究中没有证 将真空冶炼铸锭(20kg锭)经1073K预热 实极轴机理而提出由于肖克莱不全位错(Shock- 0.5h后，加热至1473K保温1h,锻造成15mm ×110mm圆柱坯，在1193K保温1h进行去应 收稿日期2001-11-06余泉茂男，28岁，博士 力退火，随炉冷却至433K后出炉空冷.试样然
第 2 4 卷 第 6 期 2 0似 年 1 2 月 北 京 科 技 大 学 学 报 JO u r n a l o f U n iv e r s i ty o f S e ic n e e a n d Te e h n o le gy B e ij i n g V 心1 . 2 4 N o . 6 D e e . 2 0 02 F e 一 C r 一 M n (W, V )合金中层错和 fe c (力一 h c p (习转变特征 余泉茂 ” 胡本 芙 ` , 陈焕铭 ’ ,2) 1 )北京科技大学材料科学与工程学院 , 北京 10 0 0 83 2) 宁夏大学物理与电气信息工程学院 , 银川 75 00 21 摘 要 利用 ET M 和 x 射线衍射仪对 固溶态 、 固溶空 冷态 和 固溶 冰水 淬火态 亚稳 奥 氏体 F -e 12 C卜 1 0M n (砚V) 合金 (84 ) , 以 及 固溶 态 、 固溶 + 拉伸 变形 态稳定 奥 氏体 eF 一 1 3 c 卜17 M 们 (W, V) 合金 ( 8 5姆 中 )~ 。转变与层错之 间的关系进 行了研究 ,并 对影 响少~ 。 马氏体转 变的合金 元素进行 了分析 ,提出 了进一步 提高 合金相 稳定性 的 措施 关键 词 eF 一-r M n ; 层 错 ; 转 变特征 分 类号 T G 1 3 2 . 3 2 原子能反应堆 用抗辐 照损伤及环保型 低放 射性优 良结构材料 的研究和 开发已 成为实现核 聚 变一裂变堆发电 的关键 问题ils[ ] , 高锰奥 氏体钢 的独特性能和 重要性一直 引起人们关注 . 利 用 F e一卜M n 合金替代 F e 月C r - N l合金 , 既可 以 提高 抗辐射肿胀性能 , 减少辐照 后残存有 害放射 性 的危害 , 同时又可 以 降低成本 . eF 一-r M n 合 金奥 氏体 相 的稳 定性是影 响 合金强度 、 延展性及韧性指标的主要 因素 , 是直 接关 系到 F e 一 C r 一M n 合金能否全面替代 eF 一卜 N i 合金 的关 键问题 `4] . eF 毛卜M n 合金 的相不 稳 定 主要 是 由于该合金 的层错 能低 , 容易 在高温 时效 时发生相转变 : fc c 幼 一h印 仓) 一 b c (a) , 从 而决定 了 其强度和 塑性 . 在 fc c 晶体 中 , 全位 错a2/ < 1 10 > 可分解成柏 氏矢量为a/ 6 < 2 1>1 不全位错而形成一个层错带 . 此层错带 可以 作为 hc p (六方紧密堆积 ) 的核心 , 在每一个 fc c( 面心结构 )中第二个密排面 上层错 的规则重叠 而形 成* 马 氏体 , 所 以 母相 中层错 在 cf c 一h cP 转 变中起着重要 的作用 . 然而对* 马 氏体形核机理还存在不 同看法 . 在 1 8一 8 不锈 钢研究 中曾提出两 种* 马 氏体形核机理ls] : 极轴 机理 ( cS ~ oP le) 和 层错 的 自发形 核机理 . Ian g - iak 在 F -e 14 N山- 6 5门C r荀N l合金研 究 中没有证 实极轴机理而提出 由于 肖克莱不全位错 ( s h co k - le y P art ial s) 不断地从 晶界 和 已 存在 的。 马 氏体 界面发射形成层 错重叠进而成 为。 马 氏 体 . 为 了进一步研究 F e - C -r M n 合 金 中应力诱 发 。 一 马 氏体与层错的关 系 , 必须深人研究夕相发 生各种转变机理 . 本文对研制 出的两种不 同相 稳定性 的合金 : 亚稳态 的 eF 一 12 C 卜 10M n (W, V) 合金 ( 8 4合金 )和 稳态 的 F-e 13 C-r 17M l l (w, v )合 金 (85 N 合金 )利 用 T EM 观察尹一。转 变与层错之 间的关 系 ,探讨发生转变的微观现象和 规律 ; 通 过对影响转变 因 素的分 析 , 为 F e一 C卜M n (w, v) 合金 y相稳定性研究提供实验 和 理论依据 . 1 实验方 法和程序 试样 8 4 , 8 5N 合金成分如表 1 , 表 1 实验合金 成分 (质且 分数 ) aT b l e 1 C h e m i c a l e o m P o s it i o n o f 84 a n d 8 5N a lo y s % 合 金 C r 8 5N 合 金 8 4 8 5N 12 . 5 0 13 . 0 M n C 5 1 V W 1 0 . 7 2 0 . 1 6 0 . 5 9 0 . 8 4 1 . 5 2 1 7 . 0 0 . 3 4 0 . 6 1 1 . 9 5 2 . 0 0 e一量一余F 0 . 0 6 4 0 . 0 0 8 5 0 . 0 1 1 0 . 0 1 3 0 0 00 八“ 收稿 日期 2 0 01 一 n 一6 余泉茂 男 , 28 岁 , 博士 将真空 冶炼铸 锭 (20 k g 锭) 经 1 0 7 3 K 预热 0 . 5 h 后 , 加热至 1 4 7 3 K 保温 l h , 锻造成小1 5 x m l l o un 圆柱坯 , 在 1 19 3 K 保温 l h 进行去应 力退火 , 随炉冷却 至 4 3 K 后 出炉空 冷 . 试样然 DOI: 10. 13374 /j . issn1001 -053x. 2002. 06. 009
Vol.24 余泉茂等：Fe-Cr-Mn(W,V)合金中层错和fcc()一hcp(e)转变特征 ·615. 后在1323K保温1h处理，84合金分别采取水 起始于位错处（图2(a)中A,B)和夹杂物内界处 淬、空冷和冰水淬火三种冷却方式.85N合金试 (图2(a)中D),其中有许多长成相互平行的长层 样在1323K保温1h固溶处理后进行拉伸实验， 错（图2(a中E)和宽层错（图2(a)中），它们的一 直接从拉伸断口处不同距离截面上分别切取 端都起始于全位错，未在晶界处发现有层错产 0.3mm厚薄片作为试样.各种状态下的合金试 生 样经研磨后用100mL高氯酸+900mL醋酸配 图2b)是同样热处理条件下另一视场.从 成的双喷液进行双喷穿孔，采用JE2000透射电 该图可以更清楚地看到在不同晶面族的滑移面 镜观察试样精细组织. 的交点处形成的长层错（图2(6）中D)或变成宽 层错（图2(6）中A,B),如A位置的层错是在开动 2实验结果 的滑移面上不同位错相互作用形成的.当一个 21合金微观组织分析 开动位错通过附近不同族的层错时它会变宽. 图1为在1323K保温1h固溶处理状态的 B处是夹杂物内界面诱发的层错，它一旦形成， 84合金中ε-马氏体形貌及衍射斑.从图1(a)中 与之相邻的滑移面常常被激活，在此滑移面上 运动的位错通过邻近层错时也非常容易变宽. 可以看出，合金由奥氏体(y和ε相组成，ε相为一 组相互平行的长板条状，分布于基体中.由图1 (b)衍射斑分析可知，ε马氏体为沿面心立方结构 {111},面析出的六方紧密堆积结构 300nm 300nm 图284合金1323K空冷后组织中的层错和相 200nm Fig.2 Stacking faults and plates in the 84 alloy treated (b) at 1323K followed by cooling in air (10T2). 1011).(220)2 (2)冰水淬火试样的微观组织. (11D, 为增加冷却速度，84合金在1323K保温1 h处理后用冰水淬冷.显然，淬火过程的热应力 (0001 (000) 比空冷过程的大.图3为冰水淬火后84合金中 的层错和ε相的形貌.从图中可以看出不同区域 层错和ε-马氏体形成特点.在冷却过程中，已 生成了大量重叠层错和ε-马氏体（细条状），有 些区域可以看出由于冷却时温度差造成热应力 图184合金经固溶处理后的e相形貌 诱发的ε-马氏体形核，它们主要在原ε-马氏体 Fig.1 E plates in the 84 alloy after solution-treated 和母相的内界处（如K,N,M),夹杂物和缺陷处(S, 2.2亚稳态合金(84)中宽层错和重叠层错 P)也是ε马氏体的优先形核点.在有些区域可 (1)在1323K保温1h后空冷试样的TEM组 以看到ε相形核是由全位错分解形成小层错处 织观察. 开始，再由肖克莱不全位错的移动而长大（如 为减少淬火应力，试样84合金在1323K保 P→Q,S→T,X→Y),ε相继续长大直到与其他ε相 温1h处理，空冷后进行TEM观察.从图2可知， 相交而停止.有些区域可明显看出在淬火应力 合金中观察到大量宽层错的出现.层错的一端 作用下很多ε相形核点被激活，沿着等效的四个
V b l . 2 4 余泉茂 等 : Fe 一C r 一 M n (W { V )合 金 中层错 和 fe c 砂) 一 hc p . 转变特 征 后在 1 3 2 3 K 保温 1h 处理 , 84 合金分别采取水 淬 、 空 冷和 冰水淬火三种冷却方式 . 8 5N 合金试 样在 1 3 23 K 保温 l h 固溶处理后 进行拉伸实验 , 直 接从拉 伸断 口 处不 同距离 截面 上分别 切取 .0 3 ~ 厚薄片作为试样 . 各种状态下 的合金试 样经研磨后用 10 m L 高氯酸 + 9 0 m L 醋酸配 成的双喷液进行双喷穿孔 , 采用 EJ 2 0 0 透射 电 镜 观察试样精细组织 . 2 实验结果 .2 1 合金微观组织分析 图 1 为在 1 3 23 K 保温 h1 固溶处理状态 的 8 4 合金 中 。 一 马氏体形貌及衍射斑 . 从 图 1( a) 中 可 以看出 , 合金 由奥 氏体v() 和 : 相组成 , 。相为一 组相互平行 的长板条状 , 分布于基体 中 . 由图 1 b( )衍射斑分析可知 , : 马 氏体为沿面心立方结构 笼11 1} ,面析 出的六方 紧密堆积结构 . 起始 于位错处 (图 2 a( ) 中 A , B ) 和 夹杂物 内界处 (图 2( a) 中D ) , 其 中有许多长成相互平行的长层 错 (图 2( a) 中 )E 和宽层错 (图 2 ( a) 中 )F ,它们的一 端都起始于 全位错 , 未在 晶界处发现有层错产 生 . 图 2 ( b) 是 同样热处理条件下另一视场 . 从 该图可 以更清楚地看到在不 同晶面族的滑移面 的交点处 形成的长 层错 (图 2伪)中 o) 或变成宽 层错 (图 2伪) 中A, )B , 如 A 位置 的层错是在开动 的滑移面上不 同位错相互作用形成的 . 当一 个 开动位错通过 附近 不同族的层错时它会变宽 . B 处是夹 杂物 内界面诱发 的层错 , 它一旦形成 , 与之相邻 的滑移面常常被激活 , 在此滑移面上 运 动 的位错通过邻近层错 时也非常容易变宽 . 图 2 8 4 合金 1 3 23 K 空冷后 组织 中的层错和。相 F i g . 2 S at c ik n g fa u lst a n d ￡ P la t e s in t h e 84 a l o y t er a t e d a t 1 3 2 3 K fo l】o w e d b y e o o il n g i n a ir 图 1 8 4 合 金经 固溶 处理后 的 “ 相形 貌 F ig · l ￡ Pl a t e s in t h e 8 4 a l loy a ft e r s o l u t io n 一 t er a t e d .2 2 亚稳态合金 (84 )中宽层错和重叠层错 ( l )在 1 3 2 3 K 保温 l h 后空 冷试样 的 T E M 组 织观察 . 为减少淬火应力 , 试样 84 合金在 1 3 23 K 保 温 l h 处理 , 空 冷后 进行 T E M 观察 . 从 图 2 可 知 , 合金 中观察 到大量宽层错的 出现 . 层错 的一端 (2 ) 冰水淬火试样 的微观组织 . 为增加冷却速度 , 84 合金在 1 323 K 保温 l h 处理后用冰水淬冷 . 显然 , 淬火过程 的热应力 比空 冷过程 的大 . 图 3 为冰水淬火后 84 合金 中 的层错和 。相 的形貌 . 从 图中可 以看出不 同区域 层错和。 一 马 氏体形成特点 . 在冷却 过程 中 , 已 生成 了大量重叠层错和 : 一马 氏 体 (细条状 ) , 有 些 区域可 以看 出 由于冷却时温度差造成热应力 诱发 的 : 一马 氏体形核 , 它们 主要在原。 一 马 氏体 和 母相的内界处 (如 K, N, M ) , 夹杂物 和缺陷处 (S , P ) 也是* 马 氏体的优先 形核点 . 在 有些 区域可 以 看到 : 相形核是 由全位错 分解形成小层错处 开始 , 再 由肖克莱不 全位错 的移 动而长大 (如 P * Q , s、 T, X升 Y ) , 拼目继续长大直到与其 他 。 相 相交而停止 . 有些 区域可 明显看出在淬火应 力 作 用下 很多 : 相形核点被激 活 , 沿着等效 的四个
616· 北京科技大学学报 2002年第6期 (111)面生成；可观察到自动催化现象，ε相很快 拉伸变形后，8N合金中出现大量重叠层 长大成为紧挨着的平行{111}，面的扩展区，如Z, 错和：-马氏体.图5给出拉伸形变初期层错形 W区被&-马氏体布满且彼此重叠.由于ε相的内 貌，可以看出夹杂物晶界和基体晶内位错以及 界面对新&马氏体形成有利，所以可以看到ε相 晶界是诱发层错的场所.图6为50%变形后85N 多数在两条原ε相间构成的斜方框内形成，但在 合金的组织形貌，从中可以明显看出，夹杂物晶 8-马氏体相碰区域未见到应力集中. 界、基体晶内位错以及原马氏体晶界仍是诱发 层错和ε马氏体的场所.与形变初期相比（图5）， &马氏体及层错量大大增加，说明形变应力诱 发6马氏体长大很快，8-马氏体为一组平行宽 条状，很多马氏体在形变初期原有马氏体基础 上长宽，这是一种由于马氏体的形成造成内应 力与形变应力共同作用而形成的一种。马氏体 自激活催化自发成核现象 相经形变后形成很多沿不同取向相互平 250nm 行的层错和大量ε-马氏体，在ε板条中存在着大 图384合金在1323K保温1h冰水淬火后组织中的层 量层错或层错带.衍射证明，(111)，1(0001)， 错和e相 [110][12101,说明两结构密排面与密排方向是 Fig.3 Stacking faults and plates in the 84 alloy cooled by 相互平行的，宽度约为100nm,即线条是由在每 ice water from 1323 K 一个{110}，面上a/b<112>不全位错移动而形成 的 2.3形变诱发稳态85N合金的层错和8-马氏体相 图4为85N经固溶处理后的金相照片(a)和 X射线衍射峰(b).图4(a)中没有明显的&马氏 体板条形貌，图4b)中也未发现。马氏体的衍射 峰，说明85N合金固溶后组织中没有&马氏体 相. 201■ um 10 (b) (IIDOA 200nm 图5拉伸变形初期85N中层错形貌 Fig.5 Stacking faults observed in 85N at the beginning of (0000 022% 222 (005 deformation process 人 20 50 100 120 3分析 图485N固溶后的组织(a)和X射线谱(b) Fig.4 Microstructure (a)and phase distribution(b)ob- 3.1低活性FeCr-Mn(W,V)钢中y一转变机理 served in the solid solution-treated 85N y一ε转变的驱动力来源于新旧两相的化学
. 6 1 6 - 北 京 科 技 大 学 学 报 20 02 年 第 6 期 1( 1 )面生成 ; 可观察 到 自动催 化现象 , 。相很快 长大成为紧挨 着的平行 { 1 11 } ,面的扩展区 , 如 z, W 区被。 马 氏体布满且彼此重叠 . 由于 。相 的内 界面对新* 马 氏体形成有利 , 所 以 可以 看到 : 相 多数在两条原 。相 间构成 的斜 方框 内形成 ,但在 * 马 氏体相碰 区 域未见到应力集 中 . 图 3 8 4 合金在 1 32 3 K 保温 l h 冰水 淬火后组织 中的 层 错和。 相 F ig . 3 St a e k i n g fa u lt s a n d ￡ Pl a t e s i n t h e 8 4 a l o y c o o l e d 勿 i e e w a et r fr o m 1 3 2 3 K .2 3 形变诱发稳态 85 N 合金的层错和* 马 氏体相 图 4 为 8 5N 经 固溶处理后 的金相照 片 a( )和 X 射线衍 射峰 b( ) . 图 4 a( ) 中没有明显 的* 马 氏 体板条形貌 , 图 4必)中也未发现* 马 氏体 的衍射 峰 , 说 明 8 5N 合金 固溶后组织 中没有* 马 氏体 相 . 拉 伸变形后 , 85 N 合金 中出现大量重叠层 错 和* 马 氏体 . 图 5 给出拉伸形变初期层错形 貌 , 可 以看 出夹 杂物晶界和 基体 晶内位错 以及 晶界是诱发层错 的场所 . 图 6 为 5 0 % 变形后 8 5N 合金 的组织形貌 , 从 中可 以 明显看 出 , 夹杂物 晶 界 、 基 体 晶内位错 以及 原马 氏体晶界仍是诱发 层错和 * 马 氏体的场所 . 与形变初期相 比 (图 5), * 马 氏体及层错 量大大增加 , 说 明形变应力诱 发* 马 氏体 长大很快 , * 马 氏 体为一组平行宽 条状 , 很多 马 氏体在形变初期原有 马 氏 体基础 上长 宽 , 这是一种 由于 马 氏体 的形 成造成 内应 力与形变应力共 同作用而形成 的一种* 马 氏体 自激活催化 自发成核现象 . 夕相经 形变后 形 成很多 沿不 同取 向相 互平 行的层错和大量 。 一马 氏体 ,在 : 板条 中存在着大 量层错或层错带 . 衍射证 明 , ( I n ) , 日( 0 0 01 ) ; , [ 1 10 ]!}[ 12 10 ] : , 说明 两结构密排面与密排方 向是 相互平行 的 , 宽度 约为 l o lun , 即线条是 由在每 一个 { 11 0} , 面上 a/ b 1< 12 > 不全位错移动 而形成 的 . 闪(zà入 渭. 支ǎ臀。闪 ù妹瓜 ǎ畏窝喊 曰 芝ǎ。思入 卜nU 叫夕入(T ! 尹川“引 八一任`”卜卜.fwes ǐ 5 ǎ乙。闪忿叮川工口奋闷习 侧 攀 图 5 拉 伸变 形初期 85 N 中层 错形 貌 F i g . 5 S t a c沁n g fa u l t s o b s e vr e d i n 8N5 a t t h e b e g i n n in g o f d e fo r m a t i o n P r o e e s s ǎ忿0卜 1 0 0 12 0 图 4 85N 固溶后 的组织 (a) 和 X 射 线谱伪) F ig . 4 M i e r o s t r u e t u er ( a ) a n d P h a s e d i s t r i b u t i o n ( b ) o b - s e vr e d i n t h e s o li d s o l u t i o n 一 t er a t e d 8 5刊 分析 低活性 F -e C -r M n (W, V )钢中 y一 : 转变机理 y一 。转 变的 驱动力来 源 于新 旧两相 的 化学
Vol.24 余泉茂等：Fe-Cr-Mn(W,V)合金中层错和fcc)→hcp(e)转变特征 *617 自由能差△G.但是由于转变热滞的存在，使得 以冷变形，则可以产生不同数量的ε相和a-马氏 即使△C>0有时也不能发生相转变，只有当 体.但是若钢中加入Mn(5%以上)取代部分Ni, △G≥热滯时才能发生转变.因而在△G不大 马氏体的生成量会明显增多，这表明铬锰（铬锰 时，需要其他外应力.fcc金属在应力场（包括热 镍)奥氏体不锈钢更易发生马氏体转变 应力、形变应力及其他应力)作用下位错发生运 对Ni系合金的研究表明，合金元素Mn的 动.原来{I11,面上原子堆垛顺序是ABCABC 加入可以降低层错能；而在FeCr-Ni-N系合 …,当发生滑移时，其中等层原子，例如C层原 金中，当Mn的含量超过10%后，随着Mn含量 子可以从一个C位置移到另一个C位置，亦可 的增加，层错能反而提高，也就是说微量N的存 以从C位置移到临近的A层原子位置，然后从 在使Mn对层错能产生相反的影响作用；在Fe- A位置移到另一个C位置，即一个单位的位错 Cr-Ni-Mn系合金中，N<0.14%(质量分数)时， 分解成两个不全位错.两个不全位错之间有一 N的加入使层错能提高，同时也降低了M点周 定斥力，两者相互推开构成扩展位错.在扩展位 本实验用的85N合金中，Mn的含量为 错之间的滑移面上、下的原子堆垛顺序发生了 17%,>10%,同时由于N的加人，使得合金层错 变化，出现ABCABABC…型的堆垛.因而金属 能提高，合金中层错的形成、扩展变的很困难， 的层错能大小决定了它扩展位错的宽度： 从一定程度上抑制了ε相的形成（如图4），即使 d=K需 (1) 是经过变形后，层错和ε相的数量也远不及84 其中，y为层错能.层错能y越小，扩展位错的宽 合金（比较图5图6和图2，图3） 85N由于碳含量高，奥氏体基体稳定，几乎 度d越大 对于ε的形成机理，目前看法比较一致，认 没有发现直接的y→马氏体转变.但合金中碳 化物弥散分布，对位错产生钉扎作用造成更多 为ε相的产生和原子的错排有关，即和层错的存 在有关.当fcc中出现层错并有ABABAB…堆 的形变应力集中区和位错塞积（图6中合金基 垛时就构成了ε相的核胚，并随着位错的滑移、 体上的白点)，合金中层错的形成、扩展重新活 扩散和层错的形成和长大成为ε-马氏体相. 跃，为ε一马氏体的成核和长大提供了条件（如图 外来应力主要有两种：热应力和形变应力. 6).为进一步减少合金中y一转变，提高85N的 在这两种应力的作用下FeCr-Mn合金中可能 组织稳定性，在保证合金力学性能的前提下可 发生y一转变.在本文研究的两种合金中，特别 是在亚稳态的84合金中，c-马氏体还出现了自 动催化现象，这种现象的根本原因可能是由于 &马氏体与基体的比容不同，先形成的ε马氏体 产生内应力与外来应力的共同作用下使得新： 马氏体产生，如此循环发生自动催化现象. 高锰奥氏体的层错能较低（约20×10？~40× 10J/cm).据式(1)可知，层错能越小，在应力的 400nm 作用下越容易出现层错并发生层错的移动.奥 氏体中层错的滑移、重叠可使界面能相对降低， 构成六方晶体的扩展，这就是FeCr-Mn(W,V) 合金在热应力、形变应力场作用下出现ε马氏体 的机理 3.2合金元素对FeCr-Mn(W,V)合金中y一转 变的影响 马氏体转变受化学成分、温度、冷变形量及 200nm 变形速率的影响.对于常用铬镍奥氏体不锈钢， 图650%冷变形后85N合金中的层错和e-马氏体 如果只是由于冷却，即使冷到7K,也不会产 Fig.6 Stacking faults and e-martensite plates observed in 生马氏体國.而快冷到室温特别是到低温后再施 the 50%-deformated 85N alloy
V b】 一 24 余 泉茂等 : eF 一 C r 一 M l l (W, V )合 金中层错 和 fe c 动一 h cP 住)转变特 征 一 61 7 - 自由能差△口 一 B . 但是 由于 转变热滞 的存在 ,使得 即使 △口 一“ > 0 有时也不能发生相转变 , 只 有 当 △e 一 ) 热滞时才能发生转变 . 因而在么口 一“ 不 大 时 , 需要其他外应力 . fc c 金属 在应力场 (包括热 应力 、 形变应力及其他应力 )作用下位错发生运 动 . 原来 { 1 11} ,面上原子堆垛顺序是 A B C BA C … , 当发生滑移时 , 其 中等层原子 , 例如 C 层原 子可 以从一 个 C 位 置移 到另一个 C 位置 , 亦可 以从 C 位 置移 到临近的 A 层 原子位 置 , 然后 从 A 位置移到另一个 C 位置 , 即一 个单位 的位错 分解成两个不全位错 6[] . 两个不全位错之 间有一 定斥力 , 两者相互推开构成扩展位错 . 在扩展位 错之 间的滑移 面上 、 下的原子堆 垛顺 序发生 了 变化 , 出现 A B C A B A B .C 二 型 的堆垛 . 因而 金属 的层 错能大小决 定了 它扩展位错 的宽度 〔 :v] “ 一 其 中 , y为层错能 . 层错嚼能少越小 , 度 d越大 . ( l ) 扩展位错 的宽 对于。 的形成机理 , 目前看法 比较一致 , 认 为 : 相的产生和 原子的错排有关 , 即和层错的存 在有关 . 当 fc c 中出现层错并有 A B A B A B … 堆 垛 时就构成 了 : 相 的核胚 , 并随着位错 的滑移 、 扩散 和层错 的形成 和 长大成 为 : 一马 氏体相 . 外来应力 主要有两种: 热应力和形变应力 . 在这两种应力的作用 下 F e - C -r 一 M n 合金 中可 能 发生夕* : 转变 . 在本文研究 的两种合金 中 , 特别 是在亚稳态的 84 合金 中 , * 马 氏体还 出现 了 自 动催化现象 , 这种现象 的根本原 因可能是 由于 * 马 氏体与基体 的 比容不 同 , 先形成 的 : 马氏体 产生 内应力与外来应力的共同作用 下使得新* 马 氏体产生 , 如此循环发生 自动催化现象 . 高锰奥 氏体 的层错能较低 (约 2 x0 l 川一 4尔 1护 cJ/ m) 7[] . 据式( 1) 可知 , 层错能越小 , 在应力的 作用下越容易出现层错并 发生层 错的移动 . 奥 氏体 中层错 的滑移 、 重叠可使界 面能相对降低 , 构成六方 晶体的扩展 , 这就是 eF ( 卜 M n (砚 V ) 合金在热应力 、 形变应力场作用下出现 : 马 氏体 的机理 . .3 2 合 金 元素对 F卜C -r M n (W, 码 合金中 7一 “ 转 变的影响 马 氏体转变受化学成分 、 温度 、 冷变形量及 变形 速率 的影响 . 对于 常用铬镍奥 氏体不 锈钢 , 如果只 是 由于 冷却 , 即使冷 到 7 K , 也不会产 生 马 氏体因 . 而快冷到室温特别是到低温后再施 以冷变形 ,则可 以产生 不 同数量的 : 相和 a 七马 氏 体 . 但是若钢 中加人 M n ( 5% 以 上)取代 部分 iN , 马 氏体 的生成量会 明显增多 , 这表 明铬锰 (铬锰 镍 )奥 氏体不 锈钢更 易发生马 氏体转变 . 对 N i 系合金 的研究表 明 , 合金元素 M h 的 加人可 以降低层错 能 环, ; 而在 Fe翻 C -r ~ N i书N 系合 金 中 , 当 M n 的含量超过 or % 后 , 随着 M n 含量 的增加 , 层错能反而提高 , 也就是说微量 N 的存 在使 M h 对层错能产生相反 的影 响作用 ; 在 eF 一 C r书N l - N助 系合金 中 , N < 0 . 14 % (质量分数)时 , N 的加入使层错能提 高 , 同时也 降低 了从 点 侈 .] 本 实 验 用 的 85 N 合 金 中 , M h 的 含 量 为 1 7% , >1 O% , 同时 由于 N 的加 人 , 使得合金层错 能提高 , 合金 中层错 的形成 、 扩展变 的很 困难 , 从一 定程 度上抑制 了 : 相 的形成 (如图 4 ) , 即使 是经过变形后 , 层错和 。相的数量也远不及 84 合金 (比较图 5 , 图 6 和 图 2 , 图 3 ) . 85 N 由于碳含量高 , 奥 氏体基体稳定 , 几乎 没有发现直接 的片净以 .马 氏体转 变 . 但合金 中碳 化物弥散分布 , 对位错 产生钉扎作用 造成更 多 的形变应力集 中区和 位错塞积 (图 6 中合金基 体上 的白点 ) , 合金 中层错 的形成 、 扩展重新活 跃 , 为 : 一 马 氏体 的成核和 长大提供了 条件 (如图 6) . 为进 一步减少合金 中y 一。转变 , 提高 8 5N 的 组织稳定 性 , 在保证合金力学性能 的前提下 可 图 6 5 0% 冷 变形后 8N5 合金 中的层错 和: 一 马 氏体 F ig . 6 S t a c肠n g fa u it s a n d ~ a r t e n s i et P l a t e s o b s e vr e d 1. t h e 5 0% 刁 e fo r m a t e d 8 5N a l l o y
618· 北京科技大学学报 2002年第6期 考虑适当降低碳的含量. 参考文献 1 Conn R W.Report of the DOE panel on low activation ma 4结论 terials for fusion applications []Uncla,1983,6:728 2 Doran D G.Heinisch HL.Mann F M.Reduced activation (I)FeCr-Mn(W,V)钢的层错能低，在热应 guidelines in perspective [J].Journal of Nuclear Mater- 力、形变应力场的作用下层错具有多发源和自 ials,1985,133-134:582 发催化形核特征，促进ε相形成.其过程为：应力 3 Hu Benfu.Takahashi H.Kinoshita H.Radiation induced 场作用→形成层错→层错的扩展与重叠形成ε segregation of Fe-Cr-Mn(W,V)alloy under electron/he- 核胚→完整ε相. lium dual-beam irradiation [J].Journal of University of (2)FeCr-Mn(W,V)钢中夹杂物晶界、基体 Science and Technology Beijing,1997,4(1):16 4 Hu Benfu,Lu Lin,Jia Chengchang,et al.Study on phase 品内位错以及原马氏体晶界是诱发层错和ε马 stability in austenitic Fe-Cr-Mn(W,V)alloy [J].Transac- 氏体的场所.新生成的ε相与原来的奥氏体存在 tions of Metal Heat Treatment,2000,21(3):22 S-N关系：(111)I(0001),[110l[12101 5 Fujita H,Ueda S.Stacking faults and fcc (y)-hpc (s) (3)85N合金中由于N的加入可以使合金层 transaction in 18/8 type stainless steel [J].Acta Metall, 错能提高，抑制了y一ε转变.但由于合金中C含 1972,22(5):759 6 Olson G B,Cohen M.General mechanism of martensitic 量高，碳化物的分布弥散，使得形变过程中发生 nucleation:part II.FCC yields BCC and other martensitic 应力集中，为y一→转变提供了更大的能量，促使 transformations [J].Metallurgical Transactions A (Physi- ε相的生成. cal Metallurgy and Materials Science),1976,7A (12): (4)85N合金相稳定性好.但为进一步减少 1905 合金中y一转变，提高组织稳定性，可考虑在保 7陈希杰编著.高锰钢M)北京：机械工业出版社，1989 8鹿林.低活性抗肿胀Fe一Cr-Mn(W,V)组织稳定性研 证合金力学性能的前提下适当地降低C的含量. 究D]北京：北京科技大学，1996 Stacking Faults and y(fcc)-8(hcp)Transformation in Low Activation Fe-Cr-Mn(W,V)Steel for Fusion Reactors YU Quanmao,HU Benfu,CHEN Huanming 1)Materials Science and Technology School,UST Beijing.Beijing 100083,China 2)Physics Electrical Information Engineering School,Ningxia University,Yinchuan 750021,China ABSTRACT The characteristics ofy-e transformation and stacking faults in the sub-stability Fe-12Cr-10Mn (W,V)alloy (84)after solution-treated followed by cooling in air and by quenching into ice water and these in the phase stability Fe-13Cr-17Mn(W,V)alloy(85N)after solution-treated followed by water,solution-treated followed by deformation were investigated by transmission electron microscope(TEM)and X-ray diffraction. Some ways to increase the phase stability were also carried out through analyzing the influence of some ele- ments on the transformation ofye. KEY WORDS Fe-Cr-Mn;stacking fault;transformation characteristic
一 6 1 8 北 京 6 科 技 大 学 学 报 年 第 期0 0 . 2 2 考虑适 当降低碳 的含量 . 结论 4 ) l ( e F 一 C r 功 ] - n , 哟钢的层错能低 W ( , 在热应 力 、 形变应力场 的作用 下层错具 有多发源和 自 发催化形核特征 , 促进 : 相形成 . 其过程为 : 应力 场作 用 、 形成层错 。 层错 的 扩展 与重叠形成 。 核胚。 完整。 相 . (2 ) F e - C -r M n (w, v) 钢 中夹杂物 晶界 、 基体 晶内位错 以及原马 氏体晶界是诱发 层错和* 马 氏体 的场所 . 新生成的 : 相与原来的奥 氏体存在 S一 关 系 : ( 1 1 1) , }!( 0 0 0 1) : , [ 1 10训 [ 1 2 10 ] : . (3 ) 8 5N 合金 中由于 N 的 加人可 以使合金层 错 能提高 , 抑制 了 y一。转变 . 但 由于合 金 中 C 含 量高 , 碳化物的分布弥散 , 使得形变过程 中发生 应 力集中 , 为y 一。转变提供 了更 大的能量 , 促使 : 相 的生 成 . (4 ) 8 5N 合金相稳 定性好 . 但 为进一 步减 少 合金 中y 一。 转 变 , 提高组织稳定性 , 可考 虑在保 证合金力学性能的前提下适 当地降低 C 的含量 . 参 考 文 献 1 C o n R .W eR P o rt o f ht e D 0 E P aen l o n l o W a c ti v at i o n m -a t e r ial s fo r fu s i o n a P Pli e at i o n s 团 . nU e l a , 19 8 3 , 6 : 7 2 8 2 D o anr D G , H e i n i s e h H L , Ma n n F M . eR d u c e d ac t i v at i o n gu i d e li n e s i n P e r s P e e t i v e [ J ] . J o unr a l o f N u c l e ar M at e r - i al s , 1 9 8 5 , 1 3 3 一 1 3 4 : 5 8 2 3 H u B e n fu , Ta k a l l a s h i H , K i n o s h iat H . R de i at i o n i n d u e e d s e g r e g at i o n o f F e 一 C r 一 M n (W{V ) a ll o y un d e r e l e ctr o n 月l e - Ii um du a l 一 b e am iar d i iat o n [J ] . OJ u m a l o f U n iVe r s i yt o f S c i e n c e an d eT c hn o l o gy B e ij i n g , 19 9 7 , 4 (l ) : 1 6 4 H u B e n fu , L u L i n , Ji a C h e n g e h a n g , e t a l . S ut dy o n hP a s e s t a bi liyt i n au s t e n it i e Fe 一 C -r M ir (W, V ) a ll o y [J . 竹 a n s ac - ti o n s o f M e at l H e at rT e a t m e in , 2 0 0 0 , 2 1( 3 ) : 2 2 5 F uj it a H , U e d a S . S tac ik ng fa u l s a n d fc e (力升 hP e 仓) 仕a n s a e ti o n i n 1 8 / 8 t y P e s at in l e s s s et e l [J 1 . A e at M e at l l , 19 7 2 , 2 2 ( 5 ) : 7 5 9 6 O l s o n G B , C o h e n M G e n er a l m e e h an i s m o f m art e n s it i e n u e l e at i o n : P art 11 . F C C y i e ld s B C C an d o ht er m a r t e ll s i ti e t r a n s fo mr at i o n s [J ] . M e t a l l u rg i c a l 肠an s ac ti o n s A (P hy s i - e a l M et a ll u r g y an d M at e r i a l s s e i e n e e ) , 1 9 7 6 , 7 A ( 12) : 19 0 5 7 陈希杰编著 . 高锰 钢 [M』 . 北 京 : 机械 工业 出版社 , 1 9 89 8 鹿林 . 低活性 抗肿 胀 eF 一 rC 一 M l l (W , V) 组织 稳定性 研 究 【D ] . 北京 : 北 京科技大 学 , 1 9 9 6 S t a e k i n g F au lt s an d y ( fe e )一 。 ( h e P ) rT an s fo mr at i o n i n L o w A c t i v at i o n F e 一 C r 一 M n (W, V ) S t e e l ofr F u s i o n R e a c tor S 了 U Q u an m ao ,) H U B e咖 ,) C HE N uH an m i gn 产 J 刀 l ) M a t e ir a l s S e l e们 e e an d eT e hl o l o g y S e ho o l , U S T B e ij i n g , B e ij i呢 10 0 0 8 3 , C h in a 2 ) P hy s i e s & E l e e tr ic al I n 」b rm a tl o n nE g ine e r ign S e h o o l , N i n g x i a U n i v e rs ity, Yb l e hu an 7 5 0 0 2 1 , C h i n a A B S T R A C T hT e c h a r a c t e r i s t i e s o f 夕一: t r a n s of rm iat on an d s t a c k ign af u lt s in t h e s ub 一 s t ab il ity F e 一 12 C r 一 10M n (W, 均 al loy ( 8 4 ) a ft e r s o lut i o n 一 tr e at e d fo ll o w e d勿 c o o li n g i n iar an d b y q l le n c ih n g iin o i e e w at e r a n d ht e s e in ht e Ph a s e s at b lliyt Fe 一 13 C r 一 1 7M n (W, V ) a lloy ( 8 5 N ) a ft e r s o lut i o n 一 tr e at e d fo ll o w e d b y w at e ,r s o lut i o n 一 tr e at e d fo ll ow e d 勿 d e fo n n at ion w e er i n v e s t i g at e d b y tr an s m i s s i o n e l e e t r o n m i c r o s e o P e (T E M ) a n d X 一 r ay d i价 a e t ion . S om e w ay s t o in c r e a s e ht e hP a s e s t a b iliyt w er a l s o e ar i e d o ut htr o u g l l an a ly z ign ht e i n fl u e n c e o f s o m e e l e - m e in s o n ht e tr an s fo mr at ion o f 夕一￡ . K E Y W O R D S F e 一 C r 一 M ll ; s t a e k i n g af u it : t r a n s fo mr at i o n e h ar a e t e r i s t i e