《材料科学基础》课件——第八章第三节 第四节.pptxVIP

第三节 过饱和固溶体的分解;一、脱溶沉淀过程 受溶质扩散控制， 可能形成一系列介稳相 （过渡相）。;在较低温下时效的脱溶沉淀顺序: (1)GP区:溶质原子(Cu)偏聚区，Al基体100方向弹 性模量最小，所以在{100}面上偏聚，ω≈90%，结 构与基体相同并共格，无明显界面，铜原子半径小于铝 引起共格应变。GP区形状是碟形薄片，直径约8nm （随时效温度升高而增大），厚仅0.3～~0.6nm，均 匀分布在α基体，密度约1018个/cm3。是1938年 Guinier,A.t Preston,G.D.发现，所以称GP区，光学 显微镜无法观察，电子显微图像中的衬度，是由共格应 变导致的局部晶格畸变引起。;（2）θ``相：随时效时间延长形成，厚度2～ 10nm，直径30～150nm，成分接近CuAl2， 具有正方点阵，a=b=0.404nm，c=0.78 nm。可能通过GP区溶解重新形核而生成，也 可由GP区原位转化而生成，以{100}α为惯习 面，共格盘状沉淀物，与母相取向关系： 在基体内产生弹性应变，这是导致合金强化的 重要原因。;过饱和固溶体的分解;（3）θ`相：随时效温度升高和时间延长将析 出介稳相θ`。光学显微镜下可见，具有正方点 阵a=b=0.404nm，c=0.58nm，成分近似 CuAl2，取向关系与θ``相同，与基体半共格， 优先在位错处形核。 （4）θ相：更高温度或更长时间时效得到。正 方点阵，a=b=0.606nm,c=0.487nm,与基 体非共格，优先于晶界形核。; 最大强化效果是在θ``析出阶段，当θ`大 量形成时，硬度开始下降，称过时效。;（5）回归：有些Al-Cu合金时效强化后加热到 稍高温度，低于平衡相或过渡相固溶度线，短 时间保温后迅速冷却，时效硬化效果基本消 失，硬度和塑性基本上恢复到固溶处理状态。 回归后的合金在室温长期放置将重新发生时 效。回归实质是GP区和θ``的加热回溶。利用 回归现象恢复合金的塑性，可用于冷加工变形 和修复整形。;过饱和固溶体的分解;二、沉淀方式 1、连续沉淀 沉淀过程中邻近沉淀物的母相溶质浓度连续变 化。沉淀相结构及点阵常数与母相相近时，与母相可 能形成共格或半共格界面，并与母相有一定的取向关 系，惯习面通常是基体的低指数晶面，多呈针状或条 状，相互按一定交角分???。 完全共格：孤立圆盘或立方形颗粒析出。 不共格：等轴状或球状，与母相无取向关系。 过冷度小时，沉淀相均匀形核较困难，在晶界、 位错及半共格孪晶界、滑移带等处发生局部析出。;过饱和固溶体的分解;2、不连续沉淀 饱和的α相和母相间溶质浓度不连续的沉 淀。沉淀时同时形成饱和α固溶体与β相，两 相耦合成长，与共析转变相似。通常在晶界形 核，与一侧母相保持取向关系，而与另一侧母 相不共格。在片状析出相β的两侧将出现溶质 原子贫化区，在贫化区内又可能沿母相晶界形 成新的析出相α晶核， α与 β两相交替生长， 形成类似于片状共析团的胞状物，胞状物内的 α相将因相变硬化而引起再结晶; 形核较为困难，一旦成核，生长速率很 快。因溶质原子短程扩散，非共格界面能高， 活动能力较大;3、沉淀过程中显微组织的变化; 过饱和固溶体脱溶沉淀时究竟按哪种序列 进行，取决于固溶体的成分、过饱和程度、时 效规范及时效处理前是否进行冷加变形。 4、无析出区 在母相晶界附近常出现无析出区，是因为 固溶处理时产生过饱和空位，该区空位优先进 入晶界使母相密度降低，阻碍溶质原子扩散， 导致GP区及介稳相等难以析出。可通过时效前 冷变形增加晶体缺陷，来消除无析出区。;三、脱溶沉淀热力学; 新相的形核功ΔG*对新相-母相的界面能 十分敏感，所以能成核的新相不一定是自由焓 最低的平衡相，应是ΔG*最低的相。; 介稳态GP区、θ``相、 θ`相与基体形成 共格或半共格界面，界面能较小， ΔG*随之减 小。;四、等温沉淀动力学 可用Johnson-Mehl或Avrami方程描述， 因可同时出现几种沉淀相，动力学曲线可能相 互交织，难于定量描述，只能定性讨论。;五、调幅分解 是固溶体脱溶分解的一种特殊形式，无形 核阶段，溶质成分通过上坡扩散，分解成结构 与母相相同，但成分不同的两种固溶体。 1、调幅分解的热力学条件 处于非稳态区的固溶体发生分解不存在热 力学势垒，无需形核便会以调幅分解的方式使 成分波幅不断增大；处于介稳态区的成分微量 起伏会引起系统自由焓上升，只有通过形核和 长大过程才会使系统自由焓下降。; 除热力学条件外， 发生调幅分解的另一个 条件是合金的上坡扩 散。; 富