Vol.19 No.6 陈国良等：A合金形变诱导有序显微结构及合金元素的作用（Ⅱ） 583· 较大的的微量相对室温拉伸强度影响很小，主要的强化作用是钼的固溶强化作用对于F巴， Al+Cr,Mo合金，由于钼量较高，可以析出富钼铬的第二相，但大部分的钼存在于基体中，钼的 主要强化作用是通过固溶强化提高屈服强度另外，Fe,A+C,Mo合金晶粒较大，延伸率较低， 导致拉伸强度降低.存在于Fe,A1固溶体基体中的相能有效提高DO,→B,有序转变的临界温 度.例如，Fe,Al+CrZrMoNbB合金的有序转变温度达650℃，它意味誉细有效提高有序 能，同时钼有效提高APB能，表3数据表明，铬使Fe,AI合金的ENNAPB和ENNNAPB下降而 Fe,Al+CrZrMoNbB合金的ENN APB和ENNNAPB分别又上升到43~57×10-Icm2和76~ 133×10~/cm2.相通过固溶强化提高屈服强度，首先是钼有效提高APB能的特性，钼有效 提高有序能的一个后果是使得超位错要在更大的外力下发生分解，导致形变诱导无序化的困 准并促进蠕变诱导有序化现象.试验证明，在本实验条件下，主要是1/2<11>二分位错运动， 领先的部分位错运动产生结构无序，而随后运动的部分位错运动又会恢复结构有序，从而不 容易导致形变诱导无序化.恰恰相反，在600℃持久试验时，由于600℃仍低于该合金的DO, →B2有序转变临界温度，DO,是稳定结构，因此在辅变过程中，B2结构不但没有进一步无序 化，反而会转变为DO,结构.图4a为B2结构的Fe,Al+CrZrMoNbB合金经600C,200MPa持 久试验后的衍射照片，证明已出现较强的DO,超结构斑点.但位错分析指出，此时位错组态仍 以二分位错为主（图4b),个别可见四分位错，此外还有<100>单位错运动（图4b), A出I明 云：1g C-1 Z=[110] 100nm 图4B2结构的FcA+Cr'ZrMoNbB合金经600C,20OMP持久试脸后的TEM照片 (a)衍射照片 )位错结构 其次钼是有效地阻碍形变的恢复和再结晶，图5为2种合金的硬度恢复动力学曲线，由 曲线可以计算得到回复前期（高硬度）和后期（低硬度）的微活能：F,A1合金分别为92.4和 159.6kJ/mol,对Fe,Al+CrZrMoNb合金分别为I4I.1和243.6kJ/mol,证明含钼的Fe,A1合金 的回复和再结晶过程较为困难.持久断口金相分析也证明经600℃，200MPa持久试验后，二 元Fe,Al合金可以看到明显的回复，再结晶及晶界迁移的现象，而Fe,AI+CrZrMoNbB合金中 却难以看到这种现象应该着重指出，F,A1合金在进行形变回复再结晶的同时会发生有序的 回复，整个回复过程中既含有消除畸变，位错攀移，亚晶形成等过程又含有有序回复甚至向 DO,结构转变的过程.一般来说，有序回复快于形变回复，而钥的存在更有利于有序回复，甚 至向DO,结构转变，这种有序回复会增加原子扩散的阻力与形变回复的阻力.F©，A川合金的回 复前期和后期的激活能不同，分别与空位激活能和自扩散激活能相近，说明空位运动在回复