Fe-Cu合金的沉淀产物优化研究

时效峰处沉淀相颗粒的TEM相如图8-14b、c、d所示。图中的颗粒形状似圆饼，饼的厚度为6～18nm，直径为10～30nm。每个颗粒中存在清晰可见的衍射条带，酷似孪晶，这些条带明暗相间，宽窄不等，是衍射条纹。颗粒似层状的圆饼，一般分若干层。

为了考察时效峰处析出的富铜颗粒的化学成分，在扫描电子显微镜上进行了能谱分析，发现在时效峰阶段析出颗粒中铜的质量分数约为20％。虽然能谱分析并不准确，但测得的富铜倾向是肯定的。说明这种析出颗粒并不是纯铜，而是富铜G.P区。试验表明，550℃经过100h以上的时效才能最终演化成ε-Cu颗粒。

在80万倍以上电镜下观察这些圆饼状颗粒中的条带结构，得到高分辨点阵像，如图8-15所示。可见，偏聚区中的条带结构已经呈现为布纹状的某一晶面的晶格点阵像。电镜分析表明，图8-15中A、C、E三区的布纹状条纹是（110）_α晶面，A、C条带区域的含铜量低，它与偏聚区周围的铁素体基体（E）具有相同的衬度，含铜量可能是一致的。B、D条带区的一层层晶面排列十分清晰，该区是富铜区，含铜量较高。

在Fe-Cu相图中，铜在α-Fe中的最大溶解度（质量分数）为2.2％（850℃），室温下溶解度为0.2％。在图8-15的B、D条带区中含铜量较高，远远超过了α-Fe中的最大溶解度；D条带区堆垛了大约100多层的晶面；在D/E两区的接壤处，晶面走向发生了偏转，形成了位错和层错。

显然，图8-15中的条带区域A、C与基体E区的衬度相同，C、E两区的晶面原子排列是相通的，显然它们是铁素体基体，是溶解铜原子较少的铁素体的（110）_α晶面；明亮的B、D条带区域与基体具有半共格关系。

由于铜原子半径比铁原子大，故产生晶格错配。已知错配度δ＝Δa/a，a为晶格常数，则铜原子的晶格错配度δ＝0.26，此值较大，必然为半共格界面。因此，铜原子在偏聚区中必将引起较大的晶格畸变。由于铜原子的偏聚，故在＜100＞晶向上发生畸变，产生较大的畸变应力，造成晶格歪扭。从A、C区与B、D区相邻接的地带，可见到（110）_α晶面弯曲并偏转了2°～4°，还形成了大量位错和层错。

一般认为，合金的脱溶在时效峰处将形成G.P区，它与基体保持共格或半共格。从图8-15中可见，具有条带结构的颗粒与铁素体基体呈现半共格结构。半共格在颗粒周围引发应力场，增加体积畸变能，其值约为

，式中，E为弹性模量，δ为错配度。可见，错配度越大，畸变能越高。G.P区颗粒作为障碍物与可动位错的交互作用可造成强化。

对铜原子G.P区的高分辨电镜观察发现，在G.P区中普遍存在高密度位错，如图8-16所示。图中已将位错标出，计算其密度ρ＝1.15×10¹¹cm^－2，这接近于冷变形金属中的位错密度，是强化的原因之一。G.P区中原子的有序排列也为强化做出了贡献。

图8-15 Fe-Cu偏聚区的纳米结构（HREM）

图8-16 富铜G.P区中的位错分布（HREM）

有的文献认为：含铜高纯钢的时效强化是由于ε-Cu颗粒弥散强化的结果。实际上，在时效硬化峰处并没有发现ε-Cu颗粒析出。试样经过550℃时效45h，硬度下降到132HV，已达到过时效。经电子衍射和X射线分析，尚没有发现面心立方的ε-Cu颗粒析出。试验研究表明，只有经过相当长时间的过时效，才有ε-Cu颗粒形成；于550℃时效1000h发现形成面心立方的ε-Cu。

G.P区中的铜原子浓度高，沿着[001]方向产生膨胀型畸变，形成应力场，将阻碍位错运动。并且G.P区与基体保持半共格关系，它是位错运动的障碍，因此有明显的强化作用。G.P区与基体之间错配所引起的应力场是一个强化因素，它所引起的强化增量可用下式估算^[8](www.xing528.com)

式中，μ为沉淀颗粒的切变模量；r为沉淀颗粒半径；f为沉淀颗粒的体积分数；ε为错配函数；b为柏氏矢量。可见，G.P区的颗粒半径越大，数量越多，则强化效果越明显。

为了考察G.P区对位错运动的阻碍作用，将试样进行了冷压变形，表明G.P区不是难以变形的硬颗粒，而是位错可以切过的软韧的颗粒，位错运动可以切割富铜的G.P区。

在含铜低碳高强度钢中往往含有高密度位错，文献表明^[7-9]，脱溶析出颗粒作为障碍物与可动位错的交互作用是造成析出强化的本质。位错线是局部畸变区域，在它附近必然产生弹性应变能。当过饱和的α-Fe基体中有弥散度很高的富铜脱溶颗粒在铁素体基体内或铁素体基体位错间随机脱溶析出时，位错和析出颗粒的同时存在会产生交互作用，两者的作用将构成对位错运动的阻碍，使屈服强度提高。因此，富铜区中高密度位错和其引发的应力场应为含铜钢时效强化的重要原因。

总之，G.P区中高密度位错和其引发的应力场是含铜钢时效强化的根本原因。同时也说明，富铜G.P区可以变形，被位错切割，不会因位错堆积而形成微裂纹，这也是这类含铜钢塑性、韧性优良的原因。

随着时效时间的延长，硬度缓慢降低，出现过时效现象。在550℃时效9h，颗粒数量减少，硬度降低到140HV（过时效）。图8-17a所示为一个沉淀颗粒的晶格点阵像，图8-17b所示为傅里叶变换再生像。由图中可见颗粒内部和其周围的原子晶面的分布排列情况，其中的位错也已标出。沉淀颗粒的界面与铁素体呈半共格，在这些颗粒周围和内部也存在着高密度的位错和层错。这些位错在外力的作用下开动并将与富铜颗粒产生交互作用，富铜颗粒对位错的滑移会有一个拖曳的阻力，从而提高了合金的强度。

在含铜过饱和铁素体的沉淀过程中，铜原子不断扩散，属于扩散相变。时效温度越高，扩散越快。但在时效峰处，仍然为铜原子偏聚区。试验表明，铜原子不断富集，偏聚在（001）及（002）晶面上，形成G.P区（bcc结构），并且与基体共格。

许多合金系在低温时效时，G.P区一般是通过调幅分解形成的。含铜高纯钢在550℃的时效过程中，铜原子不断向G.P区中富集，属于上坡扩散，也是一个调幅分解过程，即α→α₁＋α₂。其中α为含铜过饱和铁素体；α₁是富铜G.P区；而α₂是G.P区周围的含铜较低的铁素体^[10]。

多数学者观察到，在过饱和的铁素体中首先形成亚稳的富铜原子团（G.P区），并具有bcc结构，并与基体共格，这种富铜的原子团会通过扩散长大。当这种原子团长大到一定的临界尺寸时将转变为fcc结构的球状ε-Cu颗粒，同时与基体α-Fe失去共格关系。ε-Cu析出优先在基体中的位错和铁素体晶界上形核，最后ε-Cu颗粒长大为棒状，如图8-18所示。

图8-17 时效富铜颗粒和傅里叶变换再生像（HREM）

图8-18 铁素体基体上的ε-Cu颗粒形貌（TEM）