铁基有序合金的结构转变对塑性行为的影响

中国科学:技术科学2012年第42卷第10期:1222~1227英文版发表信息:MaoWM,YangP.Influenceofstructuretransitiononplasticbehaviorsofironbasedorderedalloys.SciChinaTechSci,2012,55:29202925,doi:10.1007/s11431-012-4947-xSCIENCECHINAPRESS论文铁基有序合金的结构转变对塑性行为的影响毛卫民①②*,杨平②①北京科技大学新金属材料国家重点实验室,北京100083;②北京科技大学材料学系,北京100083*E-mail:[e-mail]收稿日期:2012-02-04;接受日期:2012-03-28新金属材料国家重点实验室自主资助课题(批准号:2010z-12)摘要以存在二级有序转变的铁基固溶体为背景,分析了有序结构中对位错组态、位错内反相畴界结构、部分位错滑移行为等对固溶体塑性影响的机制.以变形引起结构无序化为基础,阐述了有序固溶体变形软化和退火硬化的原理.分析认为,以适当合金化的方式降低反相畴界能、或将高温无序状态保留到低温都可以提高部分位错独立滑移的能力,进而明显提高固溶体的低温塑性.相关机制也可用于提高其他金属基有序固溶体的低温塑性.关键词有序合金固溶体结构转变塑性位错结构许多铁基固溶体都会在固态下发生有序转变,即可由高温的无序结构转变为低温的有序结构;相应的有序结构相可能具备重要的工程性能.例如,Fe-Cr和Fe-V合金系中D8b结构相可用作高磁矩材料[1],Fe-Co合金系中的B2结构FeCo相是重要的形状记忆合金[2],Fe-Ni合金系中具有优异软磁性能的L12结构Ni3Fe相被广泛用作坡莫合金[3].以Fe-Si和Fe-Al合金系为基础的铁基固溶体在固态下还发生多重有序转变.近些年的研究表明,以Fe-Al合金系为基础的铁基固溶体中Fe3Al相具有高比强度、高耐腐蚀性、高的高温强度等特点[4];以Fe-Si合金系为基础的铁基固溶体中Fe3Si相具有极低铁损、极低的磁致伸缩和优异的高频软磁特性等特点[5];因此Fe-Si和Fe-Al有序合金的研究获得了广泛的关注.人们熟知,通常的有序固溶体脆性很高,因而呈现很低的低温塑性,难以通过常规冷变形的方式加工成型,因此是铁基有序固溶体大规模应用的主要障碍.为了回避这种脆性带来的困扰,往往需要采用许多特殊的制备手段,以便在不经过大幅度塑性变形的情况下把有序固溶体加工成型.例如,人们分别尝试用沉积渗入[6]、激冷甩带[7]、粉末轧制烧结[8]、雾化成型[9]、溅射喷镀[10]等多种办法来制备质量分数为6.5%的高硅铁基固溶体.然而这些特殊制备手段的共同缺点为技术复杂、成本高、制备效率低,很难以经济的形式大规模生产.另一方面,人们在研究中也发现,铁基有序固溶体有时也会表现出优良的低温塑性[11,12].目前,尚未见对铁基有序固溶体良好低温塑性的形成条件和原因有系统、深入的阐述.1多重有序结构转变铁基固溶体低温稳定的铁素体晶体结构通常为A2结构,即体心立方结构.当Fe-Si或Fe-Al二元合金中Si元素的质量分数超过2%或Al元素的质量分数超过1%时,铁基固溶体在所有固态温度下都呈现A2结构.图1给出了Fe-Si和Fe-Al二元富铁区相图[13].中国科学:技术科学2012年第42卷第10期1223当铁基二元合金中Si或Al元素的原子分数分别超过11%或21%时,低温会形成DO3结构相(图1),典型的相关有序结构为Fe3Si或Fe3Al型化合物结构.从低温升温,Fe-12%Si(原子分数)到700oC以上或Fe-25%Al(原子分数)到550oC以上,DO3结构就会转变成B2结构;若再分别加热到900oC或1000oC以上时B2结构又会转变成A2结构.一般认为,这种内在的结构转变属于二级相变,其结构的过渡和变化过程实际上是晶体结构中各原子位置上不同原子概率占位的变化过程[14].图2(a)给出了8个立方铁素体的晶体单胞示意图,Fe-12%Si或Fe-25%Al合金基体中Si或Al原子在各白圈位置的占位概率相同,晶体为A2结构;此时Si、Al原子统计性地均匀、随机分布在各个可能的原子位置上.当合金晶体中Si,Al原子在图2(b)所示的黑圈图1富铁区局部铁硅和铁铝二元相图(a)Fe-Si;(b)Fe-Al图2Fe-Si和Fe-Al合金的晶体结构(a)A2结构,各白圈位置的原子占位概率相同;(b)B2结构,黑、白圈位置的原子占位概率不同;(c)DO3结构,灰、白圈位置的原子占位概率不同与白圈位置上的占位概率明显不同时,结构转变为B2结构;此时Si,Al原子会以更高的概率分布于黑色原子所表示的位置.如图2(c)所示,低温条件下合金中Si或Al原子在灰圈与白圈的位置上的占位概率不同,毛卫民等:铁基有序合金的结构转变对塑性行为的影响1224此时Si,Al原子会以较高的概率均匀分布于所有灰圈所表示的位置,进而形成了DO3结构.这时图2(a)和图2(b)中8个单胞组成了DO3结构的1个大单胞.借助晶体结构内原子在不同位置上占位概率的调整和二级相变的形式可以实现晶体内上述有序结构的转变.2不同有序结构中位错的滑移图2所示立方结构的{110}面是原子的最密排面、111方向是原子的最密排方向;因而{110}面是塑性变形过程中位错的主要滑移面、111方向是位错的柏氏矢量方向.根据常规的位错原理,体心立方A2结构的层错能比较高,因此其全位错通常不分解成部分位错.A2结构全位错的柏氏矢量b为111,2ab(1)其中矢量a的长度为a,即为A2结构晶体单胞常数(参见图3(a)).因此,A2结构全位错柏氏矢量长度为111a/2.当晶体的结构转变为B2和DO3等有序结构时,其全位错的柏氏矢量b就会增大(参见图3(b)和3(c)),以使滑移前、后位错扫过区域的晶体结构保持不变[14].B2,DO3有序结构全位错柏氏矢量长度为111a;这里需要注意,DO3结构单胞常数a是A2和B2结构单胞常数a的2倍(图3).如图3(a)所示,当虚线两侧的晶体沿柏氏矢量方向作相对滑移时,每滑移111a/2都可以使晶体完全保持滑移前的结构.而如图3(b)所示,当相应滑移距离仍为111a/2时晶体的有序近邻关系就会在虚线部位遭到破坏,引起能量升高;图3不同结构的{110}滑移面及位错柏氏矢量(a)A2结构;(b)B2结构;(c)DO3结构只有滑移距离达到111a时才可使晶体完全恢复滑移前的结构.对于图3(c)所示的结构,保持结构不变所需的滑移量则为图3(b)的2倍,图3(a)的4倍.位错本身的能量与其柏氏矢量长度的平方成正比,增大的柏氏矢量使有序结构全位错很不稳定,通常会分解成若干部分位错.B2有序结构全位错会分解成两个部分位错b1和b2,其柏氏矢量的组成为12111111111.22aababb(2)DO3有序结构全位错会分解成4个部分位错b1,b2,b3和b4,其柏氏矢量的组成为12341111111111111114444.aaaababbbb(3)由此可见,B2结构柏氏矢量的全位错长度约为A2结构的2倍,DO3结构全位错柏氏矢量的长度约为A2结构的4倍(图3)[14].在塑性变形过程中A2结构中位错的滑移并不改变晶体的结构(参见图4(a)).但有序结构中部分位错的滑移会在滑移面上破坏原来原子的有序排列,并在扫过区域上形成反相畴界,使体系能量升高.这里增加的能量集中在反相畴界附近(图3虚线附近),称为反相畴界能.如(2)式所示B2结构中柏氏矢量为b1的部分位错,它滑移后所造成的反相畴界会形成反相畴界能γ,当柏氏矢量为b2的另一部分位错滑移后反相畴界才会消失(参见图4(b)).Fe-Si合金系DO3结构的完整位错中柏氏矢量为b1的部分位错在{110}面上滑移后会造成该{110}滑移面上下Fe,Si原子近邻关系的全面改变,并引入反相畴界能γ1;柏氏矢量为b2的部分位错滑移后该{110}面上下Fe,Si原子近邻关系会部分恢复到DO3结构状态,从而造成反相畴界能γ2;柏氏矢量为b3的部分位错滑移后又会造成该{110}面上下Fe,Si原子近邻关系的全面改变,并造成反相畴界能γ1;柏氏矢量为b4的部分位错滑移后一个完整位错的滑移完成,该{110}面上下Fe,Si原子近邻关系又恢复到正常的DO3结构状态[14].b1,b3位错造成{110}面间原子近邻关系全面变化,因此相应反相界能γ1比较高;而b2位错只改变了{110}面间部分Fe,Si原子的近邻关系,因此其反相界能γ2比较低.图4(c)示意性地给出了DO3结构中各部分位错滑移与反相畴界能γ1和γ2的关系.Fe-Al合金也有类似的现象.中国科学:技术科学2012年第42卷第10期1225图4Fe-Si和Fe-Al合金中不同结构位错组态示意图(以刃位错为例)(a)A2位错(无反相畴界);(b)B2位错(1种反相畴界能γ);(c)DO3位错(2种反相畴界能γ1和γ2)如图1所示,当温度升高使DO3结构中原子位置上的概率占位发生变化,进而使DO3结构逐渐转变成了B2结构时,反相界能γ2就会逐渐降低并最终接近0.此时,图4(c)所示部分位错中b1+b2与b3+b4两对位错构成了两个小的超位错,他们的移动变得相互独立.当温度继续升高使B2结构转变成了A2结构时,反相界能γ1也接近0;图4(c)所示位错中b1,b2,b3,b4等部分位错就都变得可以独立移动.由此可见,Fe-Si合金中不同的结构类型可以明显影响合金的塑性行为.位错滑移是金属材料塑性变形的主要晶体学机制,位错滑移的难易程度会对塑性行为造成很大影响.体心立方A2结构中的位错不易分解成部分位错、易于交滑移,因此在变形应力作用下通常会表现出良好的塑性.B2结构位错的柏氏矢量比A2结构增加了一倍,位错能量的升高会降低合金中的位错密度,从而降低合金变形初期的塑性变形能力.B2结构位错分解成两个部分位错后(图4(b)),两个部分位错需要协调滑移以防止反相畴界的扩张;而且部分位错很难束集,因而会阻碍交滑移.互相不平行滑移面上的位错在滑移过程中相遇时会发生复杂的位错交互作用,并显著阻碍位错的继续滑移.B2晶体的位错结构及其滑移的这些特点使得位错迁移较困难、合金屈服应力偏高、加工硬化明显[2,15],而且大柏氏矢量位错的塞积和交互作用易于在结构内萌生裂纹,并易导致合金断裂、塑性下降.显然A2结构的塑性要优于B2结构.DO3结构位错的柏氏矢量比B2结构又增加了一倍,会使位错密度和变形初期的塑性变形能力进一步降低.DO3结构位错会分解成更为复杂的4个部分位错(图4(c));如上所述,该结构更容易在塑性变形过程中萌生裂纹,造成塑性进一步大幅度下降.假如图4(b)或4(c)所示的反相畴界能比较低,结构的稳定性对反相畴界面积的大小不敏感,则有序结构中各分位错可以相对独立的滑移,并造成大面积的反相畴界;这样有序结构的有序度会因位错的不断滑移而降低.大量位错持续不断的滑移不仅会使结构中位错密度升高,而且会使得有序结构逐渐趋于转向无序结构;因此,塑性变形会降低有序合金结构的有序度.此时无序的结构为不稳定的结构,经历一定程度冷变形量的有序合金内不仅含有因错密度升高而造成的储存能,而且含有无序化过程引起反相畴界能增加而造成的有序化倾向.3结构有序度变化及其对塑性的影响人们熟知,结构的有序化倾向、复杂的位错组态、偏低的位错密度等是造成铁基有序固溶体塑性低下的主要原因[4,6,8~10,14].在有序固溶体的塑性变形过程中虽然位错密度的上升会造成加工硬化,但变形引起有序程度的破坏会逐渐降低位错反相畴界区与非反相畴基体区域能量状态的差异.这种差异的减小会降低位错中各部分位错独立滑移的阻力,有利于部分位