有序合金中FCC→HCP相变温度内出现的缺陷

1、第35卷第1期1999年1月金属学报ACTAMETALLURGICASINICAVol.35No.1January1999有序合金中FCCHCP相变温度内出现的缺陷陈奇志褚武扬(北京科技大学材料物理系,北京100083)3颜庆云B.J.Duggan(香港大学机械工程系,香港)摘要利用TEM的高温台原位观察了Fe3Ge的L12相在780(在700以上L12转变为DO19)出现缺陷的过程.实验发现首先形核的是外禀层错,外禀层错比孤立的内禀层错扩展得快,并且扩展得较宽,它们有可能长大成为DO19相的核胚.Fe3Ge,FCC,HCP,外禀层错,TEM关键词中图法分类号TG111.2文献标识码A文章编号

2、0412-1961(1999)01-0001-05THEDEFECTSFORMEDBEFOREFCCHCPTRANSITIONINTHEINTERMETALLICCOMPOUNDFe3GeCHENQizhi,CHUWuyangDepartmentofMaterialsPhysics,UniversityofScienceandTechnologyBeijing,Beijing100083A.H.W.Ngan,B.J.DugganDepartmentofMechanicalEngineering,TheUniversityofHongKong,HongKongCorrespondent:CHUW

3、uyang,professor,Tel:(010)62332906Manuscriptreceived1998-04-18,inrevisedform1998-09-14ABSTRACTThefaultingstagebeforeL12DO19transitionwasstudiedbyinsituheatingexperimentsinTEM.Manyextrinsicstackingfaultswereobservedinsitu.Theextrinsicstackingfaultsextendedfasterandbroaderthanintrinsicstackingfaultsat7

4、80.TheextrinsicstackingfaultswereidentifiedasembryosoftheproductDO19phase.KEYWORDSFe3Ge,FCC,HCP,extrinsicstackingfault,TEM在很多普通的无序合金中1-10,FCCHCP相变已有了较为深入、系统的研究.对于大多数无序合金,FCCHCP相变是通过内禀层错的方式进行的,即Shockley不全位错在FCC的111面上运动,产生ABC|BCABC堆垛(竖线代表层错面),层错面附近的相变(DO19结构)现象13.Ngan等人14在Fe3Ge的退火L12相中观察到大量的内禀层错.因此有序合

5、金中的内禀层错能否成为DO19的核胚,有序合金的FCCHCP相变动力学与无序合金中的相变是否相同,O-C理论可否推广到有序合金均需要加以验证,这正是堆垛次序BCBC是HCP结构的堆垛方式,因此FCC结构中的一个内禀层错是一个HCP核胚.如果每隔一层111面产生一个内禀层错,则HCP核胚得以加厚,FCC结构转变为HCP结构.Olsen和Cohen11在该相变机制基础上提出了FCCHCP相变的核胚模型,并对临界核胚尺寸做了定量计算(O-C理论).他们的结论在无序FCCHCP相变中得到了实验证实12.然而对于有序合金中的FCCHCP相变的研究还很少.有序合金Fe3Ge中也存在FCC(L12结构)HC

6、P3本研究工作的目的.1实验过程实验所用的Fe3Ge在钮扣感应炉中熔炼(氩气保护),反复熔炼若干次使合金成份宏观均匀.X射线能谱(EDS)测试表明合金中Fe与Ge原子个数的比为31,背散射电子衍射(EBSD)测试合金结构为DO19.DO19结构的Fe3Ge在真空炉中,600保持30d,DO19相几乎全部转变为L12相.TEM样品的制备方法同文献14,原位高温实验在JEM2000FX上完成,加速电压为200kV,原位观察温度为780.本文采用的位错Burgers矢量定义与FS/RH规定相同.必须强调一点,文献15中的Thompson规则(关于一个内禀层错中二个偏位错分布次序的规律)国家自然科学基

7、金资助项目59771038收到初稿日期:1998-04-18,收到修改稿日期:1998-09-14作者简介:陈奇志,女,1963年生,副教授,博士2金属学报35卷只适用于(1/6)112型偏位错,对于(1/3)112偏位错,Thompson规则应为“:从Thompson四面体的外面,沿着位错线的正方向看,左面的偏位错是Roman-Greek,右面的偏位错是Greek-Roman.”根据计算机模拟衍射衬度来鉴定位错的Burgers矢量和层错矢量,模拟程序为Head等人的TWODIS程序16.2实验结果2.1退火L12相中的缺陷600退火后的样品中除了大量的内禀层错外,还观察到一些超位错,如图1所

8、示.图1a是g /5g 弱束像,g =111,它未显示出分解的衬度.图1b是g =200条件下的双束动力学衍衬像,位错几乎消衬,因此位错的Burgers矢量为±011或±011但图1a排除了±011的可能,因此图1中位错的Burgers矢量为±0111图1中位错线方向确定如下:在图1b中,位错线的投影方向为200,位错线所处的一个面的法线方向(即与位错线投影方向垂直的方向)为020.在图1a中,位错线的投影方向仍然为200,与位错线投影方向垂直的方向(即位错线所处的另一个面的法线方向)为022.于是位错线所在的两个平面的交叉线±100就是位错线

9、方向.因此图1中的位错是纯刃型位错,这是图1b中存在残余衬度的原因.2.2780保温时在L12相中发生的变化L12相被加热至705,保温数小时后位错组态无任何变化.但当在780(样品台的高温极限为800)保温时,L12相的刃型位错或混合型位错(图2a)发生取向变化,转向纯螺型位错,即110方向,如图2b所示.根据衍衬分析,图2a中位于右侧的两列位错的Burgers矢量为±110,迹线分析表明它们分别位于两个(001)面上.图2b中位错线的弯曲是薄膜表面对位错运动的拖曳所造成的.同时,在样品的其它位置发生层错形核现象,如图2b中箭头所示.原位观察表明,位错完成取向变化后(由刃型或混合型

10、转向纯螺型)才会发生层错形核过程.2.3层错化的缺陷组态图3为原位加热实验中出现的缺陷组态在不同双束衍射条件下的形貌,样品的膜面法线fn方向为314.根据Gevers等人提出的明暗场衬度鉴定层错性质的方法17,由图3b可以看出,如果将g =020的矢量起点分别放在每个层错的中心,则g =020的矢量方向背向亮的侧边条纹,因此这些层错皆为外禀型(extrinsic)层错.由图3c,d可以看出,层错I的位移矢量RI为(1/3)111,层错II的位移矢量RII为(1/3)111,其正负号根据位移矢量和明场像操作反射的点积来确定17.对图3中的缺陷拍摄5个带轴方向的15个操作反射的衍射衬度图,并对其进

11、行计算机模拟.图4给出分别对应于图3a,c,d缺陷的计算机模拟衍衬形貌,模拟条件见表1.根据模拟结果,该缺陷组态的晶体学信息总结在图4d中.图1L12相中预先存在的纯刃型位错Fig.1ThepureedgesuperdislocationsinannealedL12phase(a) g/5 gweakbeamimage,BD=011(b)brightimage,BD=001图2780保温过程中L12相中发生的变化Fig.2ThechangeofdislocationsinL12phaseannealedbefore(a)andduring(b)heatingat780,BD=1341期陈奇志等

12、:有序合金中FCCHCP相变温度内出现的缺陷3图3780出现的一个缺陷在不同双束条件下的衍衬形貌)undervariousdiffractionvectors,BD=001Fig.3TEMcontrastsofonesamedissociateddefect(formedat780(a)brightfieldimage, g=020(b)centerdarkfieldimage, g=020(c)brightfieldimage, g=220(d)brightfieldimage, g=220表1图3中缺陷衍衬像的计算机模拟参数Table1Parametersusedincomputingth

13、edislocationmicrographsinFig.3MicrophotoNo.Fig.3aFig.3cFig.3dDiffractionvector020220220Beamdirection107119115DeviationfromtheBraggcondition0.00.00.0Relativethickness8.06.05.7Apparentanomalousabsorption0.080.080.08Note:C11=38.23,C12=22.66,C44=10.28;Thefoilnormalfn=527.图3的另一个重要现象是,外禀层错可以从完整点阵中直接形核.图3b

14、右上角的层错I被一个偏位错圈包围,其中一段偏位错已滑移到样品的上表面,给出亮或暗的条纹衬度ST.根据这段衬度判断该层错也是外禀层错.显然这个缺陷组态(一个偏位错圈包围外禀层错)是直接从完整点阵中形核的.这个现象在本文实验中并不是偶然发生的,而是与预先存在超位错发生分解同样重要的过程.如图1a中缺陷X就是从完整点阵中形成的.图5为在原位加热过程中生长出来的另一缺陷.对这个缺陷也进行了5个带轴的15个操作反射的衍射衬度拍摄和计算机模拟.由于篇幅所限,本文只给出两个可清楚显示该缺陷组态立体构型的照片(图5a,b).图5c为其立体示意图,同时给出通过计算机模拟鉴定出来的部分信息.一个外禀型层错可以看成

15、由两个内禀(intrinsic)层错堆垛构成,但如果两个内禀层错堆垛时的重叠性不够完全,就可以分辨出两个内禀层错(图5b).总之,在780发生L12DO19转变前,L12相中首先出现很多外禀型层错.3讨论在L12结构中产生一个内禀层错的切变是(1/3)112如图6所示,而在无序的FCC结构中产生一个内禀层错的)112切变是(1/61(1/6)112切变使L12中的少量合金元素(如Fe3Ge中的Ge,Ni3Al中的Al)成为最近邻原子,因此产生一个高能层错,它们不能稳定存在于L12结构中.由图)1126中实线箭头可以看出,(1/3切变使A原子越过邻层的B原子到达C位置,即内禀层错的形成必须克服一

16、个很高的能量障碍.因此可以预见,尽管内禀层错的最后状态是低能状态,但其切变过程颇为困难.4金属学报35卷图4两类位错的计算机模拟图Fig.4Thesimulatedmicrographsoftwotypesofdislocations(a)simulationofFig.3a(b)simulationofFig.3c(c)simulationofFig.3d(d)sketchtoshowcrystallographicresultsofFig.3图5780出现的另一缺陷组态Fig.5Afaulteddefectformedat780(a)brightfieldimage,BD=101(b)da

17、rkfieldimage,BD=001(c)asketchtoshowpartofcrystallographicresults,thesumoftheBurgersvectorsbeing(1/3)1211期陈奇志等:有序合金中FCCHCP相变温度内出现的缺陷5图6L12结构中产生内禀层错的切变示意图Fig.6TheshearsketchtoproduceanintrinsicstackingfaultinL12structure,Geatom,Featom理论研究表明18-20,(1/3)112不全位错的芯部结构是非平面的,在其运动过程中,芯部结构将会发生相当大的变化.理论计算表明,这种不

18、全位错运动的Peierls-Nabarro阻力很大.文献14的实验表明,Fe3Ge的(1/3)112不全位错具有较低的可动性.且由于(1/3)112是(1/6)112的两倍,故与普通无序FCCHCP相变相比,L12DO19相变过程将伴随较大的形状改变.因此,实际的相变过程必须采取某种微观机制以减小相变阻力,外禀层错很可能就是这种微观机制的具体体现.外禀层错由两个堆垛的内禀层错构成,当两个内禀层错的切变是间隔一个原子层面时,就构成6个原子层的HCP结构,即ABABAB.因此外禀层错在结构上有利于新相DO19的产生.另外,领先偏位错的可动性在新相核胚的长大过程中起着关键的作用,而偏位错的可动性则与

19、偏位错的芯部结构有关.本工作的实验观察表明,构成外禀层错的两个内禀层错的领先偏位错相隔很近,很难分辨出是由两个偏位错构成.两个紧紧相邻的偏位错势必存在强烈的相互影响,以致改变偏位错的芯部结构,很可能正是这种芯部结构的变化导致有序结构中FCCHCP的切变阻力,亦即L12DO19的相变阻力大大减小,以致相变得以进行.上述分析在本文的实验中得到一定程度的证明.图3,5所示的缺陷是在同一个样品中,即在相同的热处理条件下出现的.图3中外禀层错扩展得很宽;而在图5中明显分开的两个梯杆位错表明,两个(1/3)111内禀层错也相隔较大距离.这说明孤立的一个内禀层错的领先偏位错的运动是较困难的,也说明外禀层错的

20、层错能要小于两个孤立的内禀层错的层错能之和.从本文的实验结果和分析可以看出,有序合金与无序合金中FCCHCP相变机制不同,故O-C理论亦不适用于有序合金中的相变.相变微观机制的不同将导致宏观动力学规律的不同,有关研究正在进行中.4结论(1)在L12DO19的相变温度范围内,在新相生成前,L12相中预先存在的刃型位错或混合型位错发生转动,成为纯螺型位错.(2)外禀层错或由纯螺型位错分解而成,或从完整点阵中直接形核.(3)在780,外禀层错扩展很宽,而孤立的内禀层错扩展很窄.参考文献1KotvalPS,HoneycombeRWKActaMetall,1968;16:5972FujitaH,Ueda

21、S.ActaMetall,1972;20:7593NishiyamaZ.MartensiticTransformation.NewYork:AcademicPress,1978:2164OlsenGB,CohenM.MetallTrans,1976;7A:18975GartsteinE,RabinkinA.ActaMetall,1979;27:10536PandeyD,LeleS.ActaMetall,1986;34:4057HitzenbergerC,KarnthalerHP.PhilosMag,1991;64:1518YangJH,WaymanCM.ActaMetallMater,1992;40:20119PutauxJL,ChevailierJP.ActaMetallMater,1996;44:170110BrayDW,HowJM.itMetallMaterTrans,1996;27A:337111OlsenGB,CohenM.In:NabarroFRNed.,DislocationTheoryofMartensiteTransformations,Dislocations