·148 北京科技大学学报 第36卷 式中：(hkl).为化合物相的低指数面；(hkl)为新结 0.77%.Z02既具有很高的熔点，又与Fe-36Ni合 晶相的低指数面：[uw],为(hkl),的低指数方向； 金基体之间具有很低的错配度，因此，Z0,可作为有 uo].为(hkl).的低指数方向；dm.为沿uw],方 效的非均质形核核心，提高形核率，细化合金的凝固 向的面间距；dd.为沿[c]n方向的面间距；8为 组织 uw].与[uw].之间的夹角.0角的不同，代表了 表2形核相与Fe-36Ni合金基体的品体学数据18-网 化合物和新结晶相界面间的角度差异，0越小，两相 Table 2 Crystallographic data of effective nucleating agents and the ma- 界面间的错配度6也越小，越易形核.因此，通过上 trix of Fe36Ni invar alloy 式能确定两种不同结构相的界面晶体学位向关系。 品格参数 品格参数 Fe-36Ni因瓦合金的低指数面有(001)、 品格 形核相 (25℃)/nm (1430℃)/nm (110)、(111):Z02的低指数面为(001).将表2数 结构 8 doL 8 据代入式(1)，计算结果见表3.可见，Z0,的(001) Z02 P42/nmo 0.36530.5297 面与Fe-36Ni合金的(001)面之间的错配度仅为 Fe-36Ni 面心立方 0.364 0.364 0.36810.3681 表3 ZO2和Fe-36Ni因瓦合金之间的品面错配度 Table 3 Planar lattice misfit between ZrO and Fe36Ni invar alloy Zr0,//Fe-36Ni (hkl)。 (hkH)。 d [urn3 d [und n 010] D10] 3.653 3.681 0 (001)Z02/1(001)Fe-36Ni f10] 010] 5.165 5.206 0 0.77% i00] i00] 3.653 3.681 0 010] 00i] 3.653 3.681 0 (001)Z02//(110)Fe-36Ni 10] 1] 5.165 4.508 5.26 18.56% foo] 010 3.653 2.603 0 010] 010] 3.653 2.603 0 (001)Z02/(111)Fe-36Ni f1o] 1] 5.165 5.206 15 21.15% foo] i01] 3.653 4.508 0 3.2热塑性改善的机理分析 界析出的先共析铁素体强度低于奥氏体，应力会在 温度为950和1000℃时，1"合金热塑性较差， 沿晶界分布的铁素体中集中，使得微空洞在晶界上 但是2"合金展示了较好的热塑性，断口附近的一些 形核、长大、聚集形成裂纹，最终导致沿晶断裂：二是 组织特性可能解释这一现象.图5(a)为1"试样 奥氏体晶界的滑移.Fe-36Ni合金为单相奥氏体合 1000℃时断口附近的纵截面形貌，可以看到，粗大 金，不存在相变，由此可见，奥氏体晶界的滑移是其 的柱状晶依旧保持铸态时的形状，靠近断口的晶界 断裂的主要机制.未加细化剂时，凝固组织为粗大 处出现明显的裂纹，这些裂纹最终导致了试样的断 的柱状晶，晶界的强度较低，在应力的作用下，奥氏 裂.奥氏体晶间断裂主要有两种机制0：一是沿晶 体晶界出现滑移，导致微孔沿晶界形成，随着应变的 (b) 3 mm 3 mm 图51000℃时断口附近的纵截面形貌.(a)1#合金：(b)2“合金 Fig.5 Macrographs of longitudinal sections close to the point of fracture at 1000C:(a)alloy 1*;(b)alloy 2北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 式中: ( hkl) s为化合物相的低指数面; ( hkl) n为新结 晶相的低指数面; ［uvw］s 为( hkl) s 的低指数方向; ［uvw］n为( hkl) n的低指数方向; d［uvw］s为沿［uvw］s方 向的面间距; d［uvw］n为沿［uvw］n方向的面间距; θ 为 ［uvw］s与［uvw］n之间的夹角． θ 角的不同，代表了 化合物和新结晶相界面间的角度差异，θ 越小，两相 界面间的错配度 δ 也越小，越易形核． 因此，通过上 式能确定两种不同结构相的界面晶体学位向关系． Fe--36Ni 因瓦合金的低指数 面 有 ( 001 ) 、 ( 110) 、( 111) ; ZrO2的低指数面为( 001) ． 将表 2 数 据代入式( 1) ，计算结果见表 3． 可见，ZrO2的( 001) 面与 Fe--36Ni 合金的( 001) 面之间的错配度仅为 0. 77% ． ZrO2既具有很高的熔点，又与 Fe--36Ni 合 金基体之间具有很低的错配度，因此，ZrO2可作为有 效的非均质形核核心，提高形核率，细化合金的凝固 组织． 表 2 形核相与 Fe--36Ni 合金基体的晶体学数据［18--19］ Table 2 Crystallographic data of effective nucleating agents and the ma￾trix of Fe-36Ni invar alloy ［18--19］ 形核相 晶格 结构 晶格参数 ( 25 ℃ ) /nm 晶格参数 ( 1430 ℃ ) /nm a0 c0 a01 c01 ZrO2 P42 /nmc ― ― 0. 3653 0. 5297 Fe--36Ni 面心立方 0. 364 0. 364 0. 3681 0. 3681 表 3 ZrO2和 Fe--36Ni 因瓦合金之间的晶面错配度 Table 3 Planar lattice misfit between ZrO2 and Fe-36Ni invar alloy ZrO2 / /Fe--36Ni ( hkl) s ( hkl) n d［uvw］s d［uvw］n θ δ ［010］ ［010］ 3. 653 3. 681 0 ( 001) ZrO2 / /( 001) Fe--36Ni ［1 － 10］ ［1 － 10］ 5. 165 5. 206 0 0. 77% ［1 － 00］ ［1 － 00］ 3. 653 3. 681 0 ［010］ ［001 － ］ 3. 653 3. 681 0 ( 001) ZrO2 / /( 110) Fe--36Ni ［1 － 10］ ［1 － 12 － ］ 5. 165 4. 508 5. 26 18. 56% ［1 － 00］ ［1 － 10］ 3. 653 2. 603 0 ［010］ ［1 － 10］ 3. 653 2. 603 0 ( 001) ZrO2 / /( 111) Fe--36Ni ［1 － 10］ ［2 － 11］ 5. 165 5. 206 15 21. 15% ［1 － 00］ ［1 － 01］ 3. 653 4. 508 0 图 5 1000 ℃时断口附近的纵截面形貌． ( a) 1# 合金; ( b) 2# 合金 Fig． 5 Macrographs of longitudinal sections close to the point of fracture at 1000 ℃ : ( a) alloy 1# ; ( b) alloy 2# 3. 2 热塑性改善的机理分析 温度为 950 和 1000 ℃ 时，1# 合金热塑性较差， 但是 2# 合金展示了较好的热塑性，断口附近的一些 组织特性可能解释这一现象． 图 5 ( a) 为 1# 试样 1000 ℃ 时断口附近的纵截面形貌，可以看到，粗大 的柱状晶依旧保持铸态时的形状，靠近断口的晶界 处出现明显的裂纹，这些裂纹最终导致了试样的断 裂． 奥氏体晶间断裂主要有两种机制［20］: 一是沿晶 界析出的先共析铁素体强度低于奥氏体，应力会在 沿晶界分布的铁素体中集中，使得微空洞在晶界上 形核、长大、聚集形成裂纹，最终导致沿晶断裂; 二是 奥氏体晶界的滑移． Fe--36Ni 合金为单相奥氏体合 金，不存在相变，由此可见，奥氏体晶界的滑移是其 断裂的主要机制． 未加细化剂时，凝固组织为粗大 的柱状晶，晶界的强度较低，在应力的作用下，奥氏 体晶界出现滑移，导致微孔沿晶界形成，随着应变的 ·148·