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