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金相显微组织分析-第一节 二元合金平衡(非平衡)显微组织分析(三) 日期:2016.11.01
三、二元包晶系合金的组织

由相图可知,具有包晶成分的合金,在平衡冷却条件下,其初生相应在转变中全部耗尽,成为均匀的单相固溶体。但在实际情况下,由于冷却较快,包晶反应常常不能充分进行。以至于合金的显微组织达不到平衡状态,例如图317所示的P点以及P点以右的PtAg合金。

在平衡凝固完成之后,便不存在α相。但如果是不平衡结晶则在β相中心仍保留一些残留的α相,且β相本身的成分也是不均匀的,呈枝晶偏析。又如图33所示的Cu65Sn的合金冷却到415℃时要发生 L + ε → η 的包晶转变,剩余的液相L227℃又会发生共晶转变,所以在平衡凝固时最终组织应由η相和共晶体(η+θ)组成。而实际的不平衡组织却保留相当数量的ε相(灰色),包围它的是η相(白色),在外面的则是黑色的共晶组织,如图318所示。这种由于包晶转变的不完全性而产生的组织变化与成分偏析的现象,称为包晶偏析。包晶偏析易于在一些包晶温度较低的合金中出现。包晶偏析一般采用扩散退火方法予以改善和消除。        


金属的塑性变形 

金属的一项重要特性是具有塑性,能够在外力作用下进行塑性变形。外力除去后,永久残留的变形,称为塑性变形。塑性变形的基本方式有滑移和孪生两种,最常见的是滑移。下面我们就讨论:

一、光学金相显微镜下滑移带、变形孪晶与退火孪晶的特征

滑移:所谓滑移即在切应力作用下晶体的一部分沿一定的晶面和晶向相对于另一部分产生滑动。所沿晶面和晶向称为滑移面和滑移方向。

1.滑移带

经表面抛光的金属单晶体或晶粒粗大的多晶体试样,在拉伸(或压缩)塑性变形后放在光学显微镜下观察,在抛光的晶体表面上可见到许多互相平行的线条,称为滑移带,如图41所示。

 

     由图可见,纯铁的滑移带特征与黄铜的略有不同,往往呈波纹状。这主要由于纯铁本身层错能较高,其扩展位错容易束集,加之体心立方晶体可进行滑移的晶面多,因而产生大量交滑移的缘故。
     如果用电子显微镜作高倍观察,会发现每条滑移带(光学显微镜下的每根线条)是由许多密集在一起的滑移线群所组成。实际上,每条滑移线表示晶体表面上因滑移而产生的一个小台阶,而滑移带是小台阶累积的大台阶。正因为晶体表面有这些台阶的出现才显示出上述的微观形貌。如果将这些小台阶磨掉,即使重新抛光并浸蚀也看不出滑移带,因为滑移面两侧的晶体位向不随滑移而改变,故只能借助晶体表面出现的小台阶来观察。

1.    变形孪晶 

     孪生通常是晶体难以进行滑移时而发生的另一种塑性变形方式。以孪生方式形变的结果将产生孪晶组织,在面心立方晶体中一般难以见到变形孪晶,而在密排六方晶体中比较容易见到。因为密排六方晶体的滑移系少,塑性变形经常以孪生方式进行。图4一2a为锌的变形孪晶,其形貌特征为薄透镜状。纯铁在低温下受到冲击时也容易产生变形孪晶,其形貌如图4一2b所示,在这种条件下萌生孪晶并长大的速度大大超过了滑移速度。

 

     如果将变形孪晶试样重新磨制、抛光、浸蚀,是否如同滑移带那样也会消失呢?并不是这样的。实际上孪晶试样都是经过上述制备过程而得到的。这是因为孪生变形后,在孪生面两侧的晶体位向并不相同,切变部分的晶体与未切变部分的晶体相对于孪生面呈镜面对称。如图4一3所示。

 

3.退火孪晶 
  某些金属材料退火后在晶内形成退火孪晶(纯铜、单相铜合金及奥氏体不锈钢中经常出现)。关于退火孪晶的形成机理尚无完善解释,有人提出是退火时晶界推移过程中形成的,晶粒越粗大孪晶也越发展。退火孪晶的形态和变形孪晶完全不同,如图4—4所示。两条直线互相平行,表明它们属于共格晶界。
二、冷加工对金属组织和机械性能的影响
金属材料发生冷变形后,不仅外形发生变化,内部组织也发生变化。随着变形量的增加,原来的等轴晶粒将沿受拉方向逐渐伸长。当变形量大到一定程度时,各个晶粒难以分辨呈现出一片纤维状的条纹,称为纤维组织,如图4一5所示。

 

     如果对冷变形金属进行薄膜透射电镜分析就会发现,位错分布是不均匀的,有的地方位错密度很高并缠结在一起;有的地方位错密度很低。当变形量较大时,还会发现典型的胞状亚结构特征。高密度位错集中在胞壁上,胞内的位错密度比胞壁低得多。变形量越大,胞状亚结构的尺寸越细小。
     金属的塑性变形所造成的内部组织变化必然导致某些性能的改变,大量实践证明,金属材料经冷变形后,强度、硬度显著提高,而塑性下降,即产生了加工硬化。造成加工硬化的原因主要是位错密度增加并相互交截产生不易移动的位错节点;位错缠结在一起或形成胞状亚结构都对位错运动有阻碍作用。