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 alloyV 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