材料工程基础讲稿22

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1、§8－3脱溶沉淀后的显微组织脱溶沉淀后的性能与脱溶沉淀相的种类、形状、大小、数量及分布有关。析出相的种类与合金成分及时效工艺参数有关。1．脱溶沉淀类型GP区的形成较简单。GP区很小，只能用电镜观察。观察表明，GP区为均匀形核，密度约为1017～1018cm-3。但在晶界附近可能出现无析出区。亚温中间相及稳定相的脱溶沉淀过程比较复杂。初析出时十分细小，也必须用电镜才能观察到。当析出相长大到足够大时，才能为光镜所观察到。一般将脱溶沉淀区分为三种类型，即：局部脱溶、连续脱溶和不连续脱溶。1）局部脱溶局部脱溶是不均

2、匀形核引起的。易在晶界、亚晶界、孪晶界、滑移线等晶内缺陷处形核——缺陷能。析出相沿滑移线和位错线析出时呈直线排列，与魏氏组织相似。析出相周围的母相的浓度显著下降，但在远离析出相的地方，母相仍保持原有成分，中间有一连续过渡区。2）连续脱溶如新相的析出是均匀形核——连续脱溶。析出相均匀分布在基体中而与晶界、位错线等无关。新相析出后,在其周围的母相将成为溶质原子的贫化区，而离析出相稍远的基体仍保持原有浓度。因此，将形成浓度梯度而使溶质原子往析出相扩散，使析出相不断长大。随析出相数目的增多及粒子的长大，母相浓度不断

3、下降，直至平衡浓度，与M单相分解相似。连续脱溶时也可以是双相分解。因为析出相与母相保持共格联系，界面能较低，为降低弹性能，析出相的形态一般均为片状或针状，沿一定的惯习面析出，形成魏氏组织。在析出初期，析出相虽不能用光镜观察到，但由于耐蚀性降低，使金相磨面极易受腐蚀变黑。随析出相的长大，界面的共格联系破坏，析出相将发生球化而成为颗粒状，魏氏组织特征消失。3）不连续脱溶其主要特征是沿晶界不均匀形核，然后不断向晶内扩展。既与P转变有类似之处，又与M双相分解有类似之处。在晶界形成的析出相的核往往与一侧母相保持位向关

4、系，具有共格界面，而与另一侧无位向关系，为非共格界面。随过程的进行，析出相呈片状长入与其无位向关系的母相晶粒。在片状析出相的两侧将出现溶质原子贫化区，而在贫化区外，沿母相晶界又有可能形成新的析出相的晶核。此时，在析出相与贫化区以外的母相仍保持原有浓度α0。随脱溶过程继续进行，析出相向前长成薄片状，并与相邻的贫化区组成类似于P的、内部为层状而外形呈瘤状的层瘤状组织。即不连续脱溶与P转变很相似，所不同的是F为溶质贫化了的母相所代替。基体母相，在不连续脱溶过程中，除成分保持不变的原有母相外，又出现了一种成分接近平

5、衡状态的母相，且随着脱溶过程的进行，前者愈来愈少，后者愈来愈多，且两者的成分不变。由此可见，不连续脱溶又与M双相分解相类似。不连续脱溶的又一个重要特点是层瘤状组织内的母相已发生再结晶。这一再结晶是由相硬化引起的。再结晶也是从晶界开始，随着析出相的长大，逐渐向晶内推移。2．在过饱和固溶体时效过程中，既可发生局部脱溶，也可能发生连续或不连续脱溶，故有可能形成各种各样不同的显微组织。在这里主要可能出现三种不同情况的组织变化：1）局部脱溶加连续脱溶2）连续脱溶加不连续脱溶3）不连续脱溶一种过饱和固溶体脱溶分解时究竟

6、按那一种序列变化取决于固溶体的成分、过饱和度及时效工艺参数。3．无析出区脱溶沉淀时在母相晶粒边界存在无析出区——既不形成GP区，也不析出亚温中间相及稳定相。无析出区的存在将使性能变坏。因此，有必要弄清其成因并设法加以防止。无析出区的成因——溶质原子的贫化？是该区域内的空位浓度低.原因是在淬火冷却过程中靠近晶界的空位扩散至晶界而消失。由于空位浓度低，使溶质原子的扩散变得困难，使GP区及亚温中间相均难以析出。按照这一观点可以采用时效前的形变来增加无空位区的晶体缺陷，从而促进GP区的形成及亚温中间相的析出，以消除

7、无析出区。另一个办法是提高淬火时的冷却速度，以防止空位向晶界扩散。§8－4脱溶沉淀过程动力学1．脱溶沉淀等温动力学图脱溶沉淀过程——扩散。等温转变动力学曲线呈S形。脱溶沉淀温度↑→原子活动能力↑→扩散速度↑→脱溶沉淀速度↑；但过饱和度随温度↑而↓→自由焓差↓，临界形核功↑→使脱溶沉淀速度↓。脱溶沉淀等温转变动力学图呈C型。脱溶沉淀的各个脱溶沉淀相均有各自独立彼此重叠的C曲线。2．影响等温脱溶沉淀动力学图的因素对GP区等温形成动力学研究发现，GP区的形成速度较铜在铝中的扩散系数所计算出的形成速度要快得多，且与

8、固溶处理的温度及冷却速度等有关。随等温时间的延长，已形成的GP区量的增多，GP区的形成速度不断减小。根据520℃淬至27℃的Al-2%Cu合金测得的在27℃形成GP区的速度计算出铜原子的扩散系数为2.8×10－18cm-2/s，而用常规方法测得的铜在铝中的扩散系数为2.3×10－25cm-2/s，前者较后者大1.2×107倍。原因：固溶处理所冻结下来的空位加快了铜的扩散，即在形成GP区时，铜原子是按空位机制扩散。