.1284 北京科技大学学报 第31卷 3.56%.Cr的添加也一定程度上改善了Fe83Ga17合 明显的穿晶断裂、解理台阶和河流花样，这些解理断 金的塑性，延伸率达到0.6%，合金的应变强化现象 裂基本的微观特征表现明显，故(Fe83Ga17)98Cr2合 比较明显， 金的断裂为典型的解理断裂，也属脆性断裂， 600 B元素的原子尺寸较小，倾向于偏聚在界面上 500 而非自由表面，因此，B元素被广泛地尝试用于改 善金属间化合物的塑性3]，B元素对改善晶界弱的 400 Fe一Al合金的塑性很有效.在Ni3Al和FeAI等金属 300 间化合物中，一般认为B偏聚在晶界，降低了晶界 200 能，提高了晶界结合力，增加位错的可动性，促进晶 2-(Fea:GahoB 3-(FeaGa)eCra 界位错的产生，使滑移容易穿过晶界而扩展，使晶界 100 123 局部应力容易消除，从而提高塑性.Fe83Ga17合金的 2 3 沿晶脆断，也归因于合金晶界的弱化.在Fes3Ga17 应变，e% 合金中添加1%的B元素，B偏聚在晶界上，增强了 图5Fe8sGa17、(fes3Ga1z)B1和(Fes3Ga17gsCr2合金的应力一应 晶界的结合力，造成晶界强化，完全抑制了沿晶断 变曲线 裂；B的添加还细化了晶粒，增加晶界面积，裂纹扩 Fig.5 Strain stress curves of Fes3 Ga17.(Fess Gai7)9 B1 and 展遇到晶界时，由于晶界两侧晶粒的取向不同而被 (Fe83Ga17)98Cr2 alloys 迫改变方向或终止扩展，即增大了裂纹扩展的阻碍 作用.另外，B的添加还改变了晶界的结构，使得晶 图6为Fe83Ga17、(Fes3Ga17)gB1和(Fe8gGa7)9gCr2 界处应力集中减小而阻碍了裂纹的扩展，使得滑移 三种合金的室温拉伸断口形貌图.图6(a)和(b)为 能在晶界以较低的应力累积水平开动和传递，导致 Fe83Ga17合金的断口形貌.由图可见，FeGa二元合 合金的强度和塑性同时得到提高， 金的断裂模式为沿晶断裂，断口形貌呈冰糖状，此为 Cr元素被认为是唯一可以提高Fe3Al基金属 晶界刻面的反映，属脆性断裂；还可以看出合金的晶 间化合物合金在空气中室温拉伸延伸率的固溶合金 粒粗大，从(Fes3Ga17)99B1合金的断口形貌图6(c) 元素.在探讨Cr提高Fe3Al合金室温塑性机理的 和(d)可以看出，合金的断裂方式为明显的穿晶断 问题上，有研究者认为C改善塑性的主要原因是 裂.从断口的微观形态特征来看，撕裂棱明显，解理 Cr的加入改变了合金的内禀特性，降低反相畴界 刻面比较混乱，不是晶体学解理面，故断裂模式倾向 能，容易发生交滑移，因而提高塑性.McKamey 于准解理断裂，准解理断裂不是一种独立的断裂机 等4在研究Cr使Fe3Al合金增韧机理时指出，Cr 理，而是解理断裂的变种.图6(e)和(f)为 的加入使Fe3Al合金的解理强度提高到与晶界强度 (Fes3Ga17)9sCr2合金的断口形貌图，由图可见，也是 相当的水平，从而使合金的拉伸断口形貌由完全的 a () 1004m 40 um 100um 204m 100m 40m 图6 Fes3Ga1z((a),(b)、(Fes3Ga7)9B1((c),(d))和(Fcs3Ga1z)ssCr2((e),(f))合金的室温拉伸断口形貌 Fig-6 Fracture morphology of the Fe-Ga alloys with different element additions:(a),(b)FessGan7:(e).(d)(Fe8sGan7)99 B1:(e) (f)(Fe83Ga17)98Cr23∙56％．Cr 的添加也一定程度上改善了 Fe83Ga17合 金的塑性‚延伸率达到0∙6％‚合金的应变强化现象 比较明显． 图5 Fe83Ga17、（Fe83Ga17）99B1 和（Fe83Ga17）98Cr2 合金的应力－应 变曲线 Fig．5 Strain-stress curves of Fe83 Ga17‚（Fe83 Ga17）99B1 and （Fe83Ga17）98Cr2 alloys 图6 Fe83Ga17（（a）‚（b））、（Fe83Ga17）99B1（（c）‚（d））和 （Fe83Ga17）98Cr2（（e）‚（f））合金的室温拉伸断口形貌 Fig．6 Fracture morphology of the Fe-Ga alloys with different element additions：（a）‚（b） Fe83Ga17；（c）‚（d） （Fe83Ga17）99B1；（e）‚ （f） （Fe83Ga17）98Cr2 图6为 Fe83Ga17、（Fe83Ga17）99B1 和（Fe83Ga17）98Cr2 三种合金的室温拉伸断口形貌图．图6（a）和（b）为 Fe83Ga17合金的断口形貌．由图可见‚Fe－Ga 二元合 金的断裂模式为沿晶断裂‚断口形貌呈冰糖状‚此为 晶界刻面的反映‚属脆性断裂；还可以看出合金的晶 粒粗大．从（Fe83Ga17）99B1 合金的断口形貌图6（c） 和（d）可以看出‚合金的断裂方式为明显的穿晶断 裂．从断口的微观形态特征来看‚撕裂棱明显‚解理 刻面比较混乱‚不是晶体学解理面‚故断裂模式倾向 于准解理断裂．准解理断裂不是一种独立的断裂机 理‚而 是 解 理 断 裂 的 变 种．图 6（e ） 和 （f ） 为 （Fe83Ga17）98Cr2合金的断口形貌图．由图可见‚也是 明显的穿晶断裂、解理台阶和河流花样‚这些解理断 裂基本的微观特征表现明显‚故（Fe83Ga17）98Cr2 合 金的断裂为典型的解理断裂‚也属脆性断裂． B 元素的原子尺寸较小‚倾向于偏聚在界面上 而非自由表面．因此‚B 元素被广泛地尝试用于改 善金属间化合物的塑性［13］‚B 元素对改善晶界弱的 Fe－Al 合金的塑性很有效．在 Ni3Al 和 FeAl 等金属 间化合物中‚一般认为 B 偏聚在晶界‚降低了晶界 能‚提高了晶界结合力‚增加位错的可动性‚促进晶 界位错的产生‚使滑移容易穿过晶界而扩展‚使晶界 局部应力容易消除‚从而提高塑性．Fe83Ga17合金的 沿晶脆断‚也归因于合金晶界的弱化．在 Fe83Ga17 合金中添加1％的 B 元素‚B 偏聚在晶界上‚增强了 晶界的结合力‚造成晶界强化‚完全抑制了沿晶断 裂；B 的添加还细化了晶粒‚增加晶界面积‚裂纹扩 展遇到晶界时‚由于晶界两侧晶粒的取向不同而被 迫改变方向或终止扩展‚即增大了裂纹扩展的阻碍 作用．另外‚B 的添加还改变了晶界的结构‚使得晶 界处应力集中减小而阻碍了裂纹的扩展‚使得滑移 能在晶界以较低的应力累积水平开动和传递‚导致 合金的强度和塑性同时得到提高． Cr 元素被认为是唯一可以提高 Fe3Al 基金属 间化合物合金在空气中室温拉伸延伸率的固溶合金 元素．在探讨 Cr 提高 Fe3Al 合金室温塑性机理的 问题上‚有研究者认为 Cr 改善塑性的主要原因是 Cr 的加入改变了合金的内禀特性‚降低反相畴界 能‚容易发生交滑移‚因而提高塑性．McKamey 等［14］在研究 Cr 使 Fe3Al 合金增韧机理时指出‚Cr 的加入使 Fe3Al 合金的解理强度提高到与晶界强度 相当的水平‚从而使合金的拉伸断口形貌由完全的 ·1284· 北 京 科 技 大 学 学 报 第31卷