材料工程基础讲稿22.ppt

1、83 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10171018cm-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

2、 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，

3、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 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

4、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0。,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，

5、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

6、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。,84 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

7、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 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2.81018cm-2/s，而用常规方法测得的铜在铝中的 扩散系数为2.31025cm-2/s，前者较后者大1.2107 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。 扩散系数与空位扩散激活能及空位浓度有关，而空位浓 度则

8、又与形成空位所需的激活能及固溶处理温度、固溶处 理加热后的冷却速度等有关。当固溶处理的冷却速度足够 快，在冷却过程中空位未发生衰减时，扩散系数D可由下 式求出： D=Aexp(-QD/KTA)exp(-QF/KTH) (8-2) 式中 A常数，K玻耳兹曼常数，QD空位扩散激活 能，QF空位形成激活能，TA时效温度，TH固溶 处理加热温度。,按上式计算所得扩散系数与实测值基本符合。 固溶处理温度愈高，加热后的冷却速度愈快，冷 却后所得空位浓度愈高,GP区形成速度也就愈快。 在母相晶粒边界出现的无析出区靠近晶粒边 界空位极易扩散至晶界而消失所引起的。 随时间的延长，GP区的形成，空位浓度不断降 低

9、，使新的GP区的形成速度愈来愈小。 ”、及相的析出也需要通过铜原子的扩 散，因此也与空位浓度有关。,除空位浓度外，脱溶速度还与过饱和度以及其它 组元的存在有关。过饱和度脱溶沉淀速度。 其它组元的存在对脱溶沉淀速度的影响取决于存 在的形式，如以固溶状态存在，影响不大，如以化 合物的形式存在，且化合物高度弥散，可能作为脱 溶沉淀相的非自发晶核时促进沉淀相的析出。,如在Al-4.2Zn-1.9Mg合金中加入Cr0.24将使析出 过程显著加快。加入Zr和Mn也使析出过程加快。 有些元素对时效各个阶段的影响不一样，如Cd、 Sn等与空位极易结合，故在Al-Cu合金中加入Cd 或Sn将使空位浓度下降，使G

10、P区的形成速度显著 降低，但Cd与Sn又是内 表面活性物质，极易偏聚 在相界面上而使界面上 形成的界面能显著降 低，能促进相的析出。 形变可以增加晶内缺陷， 固溶处理后的形变可以促进脱溶沉淀过程。,3综合动力学 脱溶沉淀过程的复杂性： 存在几种不同的脱沉淀相，每一种脱溶沉淀相都 有各自的动力学特征，相邻的脱溶沉淀相往往又同 时出现，相互交织在一起，因此要定量地表达各个 沉淀相的脱溶过程是极其困难的，只能定性的加以 讨论，生产上则以这些定性的规律为指导，通过试 验来解决问题。但也有以下规律性：,1）温度的影响 温度越高，原子的活动能力越大，脱溶 沉淀速越快。但随温度升高，过饱和度及自由焓差也减

11、小，当这一因素占主导地位时，脱溶沉淀速度又下降。因 此在一定范围内可以用提高温度的办法来加快时效过程。 2）合金成分的影响 时效温度相同时，合金熔点越低， 脱溶沉淀速度越快。溶质原子与溶剂原子的性能差别越 大，脱溶速度越快。过饱和度越大，脱溶沉淀速度也越 快。 3）晶内缺陷的影响 增加晶内缺陷，可以使脱溶沉淀速 度加快。但不同的晶内缺陷对不同的脱溶沉淀相的影响是 不一样的。如GP区的形成与空位有关，而的形成与位 错有关，因此，固溶处理后的形变所增加的位错能促进 相的析出而对GP区的形成影响不大。,85 脱溶沉淀时性能的变化 1冷时效与温时效 按时效硬度的变化规律将时效分为冷时效与温时 效。在1

12、50以下时效时， 硬度很快上升，但达到一定值 后即保持不变冷时效。 冷时效时，时效温度越高， 硬度上升越快，达到的硬度也 越高，一般认为冷时效时仅形 成GP区。,在150以上时效时硬度将按另一规律变化。在 初期有一孕育期，以后硬度迅速升高，达到一极大 值后，硬度又随时间延长而下降温时效，超过 极大值后出现的硬度的下降称为过时效。 温时效时，时效温度愈高，硬度上升速度愈 快，但可能达到的最大硬度值愈低，愈容易出现过 时效。一般认为温时效析出的是过渡相与平衡相。,冷时效与温时效有时可以交织在一起。时效前期为冷时 效，后期为温时效。 时效发生的硬度变化是由 以下几个因素引起的： 固溶体的贫化； 基体

13、的回复与再结晶； 新相的析出。 前两个因素均使硬度随时效时间 的延长而单调下降，第三个因素 则使硬度升高，但当析出相与母 相的共格联系遭到破坏以及析出 相粗化后，硬度又将下降。,2时效硬化机制 时效硬化是由于母相中的位错与析出相之间的交互作用 引起的。可以按位错通过析出相的方式的不同将时效硬化 机制分为三类： 1）内应变强化 由于析出相的点阵结构及点阵常数均不 同于母相，在析出相的周围将产生不均匀应力场。位于 不同应力场的位错具有不同的能量。为降低能量，位错均 力图位于低能位置能谷。在固溶处理状态下，溶 质以原子状态存在于溶剂中。由于溶质原子不同于溶剂原 子，在每个溶质原子周围均形成一个应力场

14、。由于溶质 原子数很多，故两相邻原子之间的距离很小，例如当溶质 原子为1时，每隔45个原子就有一个溶质原子。,使错绕过每一个溶质原子而使位错的每一段均处于能 谷是不可能的，因为位错的曲率半径使位错弯曲所需 的力。可能的情况是位错基本上仍保持平直，其中部分 位错段位于能谷，部分位于能峰。当位错线在外力作用向 前推移时，对部分位错来说，将从低能位置移向高能位 置，受到以阻力。而对有的位错段来说，则是从高能位 置移向低能位置，受到以推 力。阻力与推力大致相当，故 固溶状态的原子所形成的应力 场不能阻止位错的运动，此时 合金处于较软的状态。当析出 相十分细小时也属于这种情况。,形成析出相时新相颗粒间距

15、远远大于固溶状态时溶剂原 子间的距离。即析出相间距增大到位错线能绕每一个析出 相颗粒成为弯曲位错时，整根位错有可能全部处于能谷。 此时位错在外力作用下向前推移时位错线的任一段都将从 能谷移向能峰，因此整根位错线将受到阻力而使硬度和强 度得到提高。由此而引起的强化称为内应变强化，内应变 强化随析出相的增多而增强。,2）切过颗粒强化 如析出相位于位错线滑移面，且析出 相不太硬时，位错线可以切过析出相而强性通过。电镜观 察表明，位错可以切过Al-Cu合金的GP区及”相以及Al- Zn合金的GP区等。位错线切过析出相时不仅需克服析出 相所造成的应力场，还由于析出相被切成两部分而增加了 表面能以及改变了

16、析出相内部两种原子之间的邻近关系， 因而引起强化。,3）绕过析出相 随析出相聚集析出相颗粒间距，当间距足够大且 析出相又很硬位错不能切过时，在外力作用下位错线将在 两颗粒间凸出。当凸出部分的曲率半径小于二分之一间距 时，方向相反的位错段相遇时将重新连接成一根位错线并 在析出相周围留下一位错圈。绕过析出相的位错线在外力 作用下将继续前进。位错线按此方式向前移动所需的切应 力为： 2Gb/L (8-3) G切变模量，b-柏氏矢量，L相邻析 出相颗粒间距。 随L而，即随聚集过程 的进行，颗粒间距增大，硬 度和强度过时效。,位错绕过析出相时所留下的位错圈将使下一根位错线 通过时变得困难，引起形变强化。

17、 成分复杂的固溶体有可能析出几种析出相，每一种析出 相均有各自的硬度峰，因此有可能出现多峰硬化曲线。,86 调幅分解 固溶体可以通过调幅分解（Spinodal decomposition）分解为两个成分不同的相。调 幅分解是一种无核转变不存在形核阶段。 1调幅分解热力学 设A、B两组元具有相同的点阵结构，且不仅在液 态能完全互溶而在较高温度下也能完全固溶，但在 低温时则将分解成两个点阵结构相同而成分不同的 固溶体。,由热力学知，在tmax以下的任一温度，合金的自由焓G 与成分C之间的曲线由左右两段向上凹的曲线以及中间一 段向下凹的曲线组成。 具有极小值的向上凹的曲线的二 阶导数大于零，即 ，而

18、具有 极大值的向下凹的曲线的二阶导数小 于零，即 。在两种曲线的连 接处 。该连接点称为拐点。 将各个温度下的拐点连接成虚 线拐点曲线。,两条拐点曲线将整个两相区划分为三个区域。两相区内的单相固溶体必将分解为成分不同的两个相。在达到平衡时该两个相的成分可由两相区的边界线给出，即Ca及Cb。由于拐点的存在,使得这一分解过程将按两种不同的方式进行拐点曲线两侧的一般分解及两拐点曲线之间的调幅分解。,两拐点外侧对应的是向上凹的自由焓曲线。当分解为成 分为Cf及Cg的两个相时，自由焓将从G1升至G3。显然这 样的过程是不能进行的。 即从成分为C0的固溶体 Ca及Cb时不可能经历预先 分解为成分为Cf及C

19、g的两个 相的中间阶段，必须是在成 分为C0的固溶体中出现了成 分及能量起伏足够高的，形 成尺寸足够大的区域分解才有 可能进行，这样分解的结果能 使系统自由焓下降。这表 明，析出必须克服热力学势垒，通过形核阶段。,在两拐点之间区域所对应的是下凹的自由焓曲线。在该 区域内，任何成分的合金，如 C0Cp及Cq两相时，自由焓将 从G1降为G3。当其分解为任意 两个成分不同的相时，自由焓 也必将降低。即在该区域内， 单相固溶体可以连续地分解为 成分不同的两个相直至平衡状 态。在分解过程中不需要通过 形核阶段无核转变。,2调幅分解过程 按经典形核机制分解时，新相形成后，新相与母 相之间有一明显的界面，界面两侧通过原子交换在 瞬间即可达到平衡状态，即界面的一侧增至Cb， 而另一侧降为Ca。因CaC0，故在母相中形成浓度 梯度，母相中的B原子将向低浓度的边界扩散，平 衡边界浓度平衡。为恢复平衡，新相将不断长大， 直至母相成分全部下降到Ca为止。按经典形核机 制分解时发生下坡扩散 。,调幅分解在分解过程中，富B区中的B原子逐渐进一步富 化，贫B区中B原子则逐渐贫化。在两个区域之间没有明 显的分界线，成分是连续过