固态相变-脱溶转变..优秀PPT.ppt

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1、吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou University10.2 过饱和固溶体的脱溶过饱和固溶体的脱溶 必要条件是固溶体的溶解度随温度的降低而减小有固溶度变更的相图合金X0加热到固溶体溶解度曲线以上温度（如T1），保温得到单相固溶体固溶处理（淬火）过饱和固溶体室温亚稳定，适当温度下合金中组元发生扩散及重新分布，发生脱溶反应，导致其次相质点析出时效10/31/20221刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou University1 脱溶的驱动力脱溶的驱动力 脱

2、溶时化学自由能Gv是脱溶的驱动力图图1 1 确定脱溶初期自由能变化的确定脱溶初期自由能变化的示意图示意图|Gv|越大，脱溶物的形核功和临界晶核半径越小，脱溶越简洁进行10/31/20222刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou UniversityX0合金以单相存在时，其每摩尔的自由能为G0若该合金析出少量成分为X2的脱溶物，则与此相对应的基体成分将变为X1，其自由能为G1忽视界面能和应变能的影响，则脱溶物的自由能对应于A点的G2。脱溶物形成时引起的系统自由能变更式中代表脱溶物形成时所引起整个系统自由能的变更，n

3、2为脱溶物的摩尔数，n1为脱溶后的基体的摩尔数 (1)G(脱溶)-G(原始)脱溶物形成时系统自由能变更脱溶物形成时系统自由能变更10/31/20223刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou University脱溶物形成时系统自由能变更脱溶物形成时系统自由能变更设全部脱溶物和整个基体各自的成分是匀整的，依据杠杆定律可写成综合(1)和(2)两式，得10/31/20224刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou University脱溶物

4、形成时系统自由能变更脱溶物形成时系统自由能变更在形核的一瞬间，所形成脱溶物的量很少，此时 n1远大于n2，x1接近x0由图1可知有下列近似关系将式（4）代入式（3）得：10/31/20225刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou University故G n2（AE BE）n2 AB由图10-9可见，G2-G0=AE，(X2-X0)（Dg/dx）=BEAB为正值，G为正，脱溶时没有驱动力，从热力学来分析，这样的脱溶是不能发生的假定脱溶物是另一种结构和成分均与基体不同的新相，即成分相当于X3的相，其自由能为G3 类

5、似方法可计算出相析出时的G n3DC，由于DC位于X0合金的切线的下面，系一负值，故脱溶时具有确定的驱动力，从热力学来看，此时析出相是可能的脱溶物形成时系统自由能变更脱溶物形成时系统自由能变更10/31/20226刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou University2 脱溶依次脱溶依次 脱溶过程受溶质扩散限制，在沉淀过程中可能形成一系列亚稳相（过渡相）图10-10 Al-Cu合金富Al角相图成分为4.5wt%Cu的合金，加热到约550保温后急冷到室温可得到过饱和固溶体，较低温度下时效脱溶相随着时效时间的延

6、长出现依次10/31/20227刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou University(1)GP区区溶质原子(Cu)的偏聚区，Al基体的方向弹性模量最小，因而Cu原子在基体相100面上偏聚晶体结构与基体相同并与基体共格，无明显界面Al-Cu合金中GP区是碟形薄片状，直径约8nm（随时效温度上升而增大），厚度仅0.30.6nm，匀整分布在基体相中1938年由Guinier,A.和Preston,G.D.各自独立用X射线衍射法发觉的，故称GP区10/31/20228刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大

7、 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou University与母相的取向关系为(2)亚稳相亚稳相随时效时间的延长，将析出亚稳相厚度为210nm，直径为30150nm成分接近于CuAl2正方点阵，a=b=0.404nm，c=0.768nm可能通过GP区溶解重新形核而生成，也可能由GP区原位转化生成，是以100为惯析面的共格盘状沉淀物为保持共格，在界面区域将产生很大的点阵畸变，这种共格应变是导致合金强化的重要缘由10/31/20229刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou Univ

8、ersity与母相的取向关系和 相同成分近似CuAl2(3)相 （3）相时效时间的延长或时效温度上升，析出亚稳相在光学显微镜下可视察到正方点阵，a=b=0.404nm，c=0.580nm与基体半共格，时效过程中优先在位错等缺陷处形核10/31/202210刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou University(4)相相更长时间或更高温度时效析出平衡相成分为CuAl2正方点阵，a=b=0.606nm，c=0.487nm与基体形成非共格界面10/31/202211刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大

9、学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou UniversityAl-Cu合金在130(a)和190(b)时效处理时，硬度及脱溶物的变化时效处理曲线时效处理曲线10/31/202212刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou University时效处理曲线时效处理曲线可见恒温时效时，硬度的峰值和达到峰值的速率均随溶质浓度的增加而增高过饱和度较低的合金(23%Cu)在130或190，只出现一个时效峰，对应于时效峰值的强化相为相过饱和度高的合金(4%Cu)在130时效时，出现两个时效峰，

10、第一个时效峰对应于GP区强化相，其次个时效峰则主要对应于强化相。当相渐渐被相所代替时，则发生过时效，硬度又起先下降在Al-Ag、Al-Zn-Mg等合金系统中，由于不出现完全共格的过渡相，则以部分共格的过渡相(即或）强化效果最好Al-Cu合金中强化效果最好的是完全与母相共格的相10/31/202213刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou University某些合金中视察到的脱溶依次某些合金中视察到的脱溶依次10/31/202214刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电

11、 工工 程程 学学 院院 JiShou University3 脱溶方式及显微组织的变更脱溶方式及显微组织的变更 脱溶的两种方式1）连续脱溶2）不连续脱溶10/31/202215刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou University(1)(1)连续脱溶连续脱溶脱溶过程中固溶体基体的浓度和点阵常数发生连续的变更又可分为两类()普遍脱溶在整个固溶体基体中普遍地发生脱溶现象，并析出匀整分布的沉淀物沉淀物的相结构和点阵常数与母相相近时，沉淀相与母相可能形成共格或半共格界面，并与母相保持确定的取向关系当沉淀相与母相完

12、全共格时，沉淀相呈园盘状或片状、针状析出；当沉淀相与母相的结构相差很大时，它们之间的界面不共格，沉淀相一般呈等轴状或球状析出，与母相无确定取向关系10/31/202216刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou University()局部脱溶局部脱溶普遍脱溶之前，较早地在晶界、亚晶界、滑移带、夹杂物的分界面及其它点阵缺陷处择优形核发生在过冷度较小的条件下随过冷度增加（时效温度降低），脱溶驱动力增大，晶界和其他缺陷处将失去形核的优越性，晶内也可形核，有利于普遍脱溶降低人工时效温度，或接受先低温后高温的分级时效规程，

13、均可抑制局部脱溶而促进普遍脱溶10/31/202217刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou University(2)不连续脱溶不连续脱溶过饱和固溶体首先在晶界上按下述反应进行脱溶：过饱和固溶体()+图2 不连续脱溶(a)不连续脱溶示意图 (b)Co-Ni-Ti系合金在750时效1000小时后的不连续脱溶相是平衡相，相的结构与母相相同，但成分与母相不同。相和相构成的胞状组织（图2()），并向晶内长大10/31/202218刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工

14、程程 学学 院院 JiShou University不连续脱溶不连续脱溶胞状组织与基体的分界面是非共格的（相当于大角度晶界）沿此分界面两侧的相和相，位向互不相同，固溶度和点阵常数的差别也很大，呈不连续变更不连续脱溶通常是从晶界起先，所以也叫做“晶界反应”10/31/202219刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou University不连续脱溶不连续脱溶不连续脱溶时，片层胞状组织的长大是借助于溶质原子沿分界面扩散而沉淀在新相晶核上面，长大过程中表现为分界面对一个晶粒内部推动当推动到确定程度后，又可能产生新的分枝

15、，形成位向不同的新胞状组织假如晶粒内部同时发生普遍脱溶，胞状组织的长大速率会减慢，甚至于停止10/31/202220刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou University不连续脱溶不连续脱溶不连续脱溶反应在很多合金系统中发觉一般不连续脱溶所形成的粗大沉淀物对强化不利，会减弱晶界，应尽量避开如Cu-Be、Cu-Ti、Cu-Sn、Cu-In、Cu-Mg、Cu-Sb、Cu-Cd、Cu-Ag、Al-Ag、Mg-Al-Zn、Pb-Sn、Cu-Ni-Co、Fe-W、Fe-Mo等但适当地限制不连续脱溶反应可获得类似定向排

16、列的复合材料，与定向凝固的共晶合金相比较，前者的片状组织可以细10100倍，从而得到更好的机械性能和磁学性能10/31/202221刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou University脱溶时显微组织脱溶时显微组织同一合金中，不连续脱溶和连续脱溶可同时发生图3 合金脱溶时显微组织变化的示意图 合金在脱溶时显微组织的变更，可能有不同的形式，示意图如图10/31/202222刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou Universi

17、ty4 调幅分解调幅分解（1）调幅分解的热力学条件图4 合金相图(a)及在T1时的成分一自由能关系曲线(b)固溶体脱溶的另一种方式：不形核的自发分解在相图中存在着固溶体混合间隙凝固后的固溶体在随后冷却过程中还可能发生(1+2)的转变1和2与的成分互不相同，但晶体结构一样 10/31/202223刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou University调幅分解时成分一自由能关系曲线调幅分解时成分一自由能关系曲线位于公切线ab以上的acdb曲线表示合金淬火至T1温度而仍能保持单相固溶体状态时的自由能变更图4 合金

18、相图(a)及在T1时的成分一自由能关系曲线(b)cd曲线向下弯，此范围内c、d是曲线的转折点，此两点上ac、db两曲线向上弯，此范围和相图联系，这两点相当于通过T1水平线和通过c、d两点的垂直线的交点，即c和d点（称为旋点）合金温度变更，自由能一成分曲线也发生变更，旋点的位置跟着移动，其移动的轨迹线（图中虚线EH和FH）称为旋点曲线10/31/202224刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou University位于旋点曲线中间的合金（如Cs）任何小的成分起伏，使自由能降低，发生不形核的自发分解图10-14 合

19、金相图(a)及在T1时的成分一自由能关系曲线(b)溶质原子的扩散是使之使浓度梯度增加位于固溶曲线与旋点曲线之间的合金（如CN），成分起伏引起自由能上升只有当成分起伏足够大时才能导致自由能削减，不能发生调幅分解，依靠外部供应能量以克服形核势垒，相变才能进行，发生经典的、包括形核和长大方式的脱溶调幅分解时成分一自由能关系曲线调幅分解时成分一自由能关系曲线10/31/202225刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou University（2）调幅结构与性能）调幅结构与性能 调幅结构：不形核自发分解得到的显微组织，极细

20、的、交替地匀整混合的两相所构成 图5 Cu-Ni-Fe合金中的调辐结构(电镜照片)组织的粗细程度用调幅结构的成分波长度量，一般在5100nmCu-Ni-Fe、Cu-Ni-Sn、Al-Zn、Au-Ni、Pt-Au、Fe-Ni-Al、Fe-Cr-Co等和无机玻璃中出现调幅结构特征是其中的两相仅成分不同而晶体结构相同，它们周期地有规则地排列着，在分解初期处于完全共格状态，没有明显的分界面10/31/202226刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou University（3）调幅分解与形核长大分解的比较）调幅分解与形核

21、长大分解的比较 1.成分变更差异图6 包括形核长大的脱溶(a)和调幅分解(b)的机制说明图固溶体存在着范围较大而差别较小的成分起伏，成分的任何起伏使系统自由能下降，且溶质原子沿着使浓度梯度增加的方向发生迁移（即上坡扩散），相邻区域的浓度差别渐渐增大，最终形成溶质原子贫化区和富化区（其成分相当于图中C1和C2）交替规则排列的两相混合物，即所谓调幅结构 10/31/202227刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou University在某些区域形成富溶质原子的新相晶核（其成分相当于C2），晶核与基体之间的界面上存在

22、着成分和结构的不连续性，新相晶核通过降低基体中的浓度梯度的扩散方式，不断地获得溶质原子的供应而长大图 包括形核长大的脱溶(a)和调幅分解(b)的机制说明图经典的形核和长大方式的脱溶经典的形核和长大方式的脱溶10/31/202228刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou University调幅分解和形核长大方式分解的对比脱溶类脱溶类型型自由能自由能-成分曲成分曲线特点线特点条条 件件形核特形核特点点新相成新相成分与结分与结构构界面界面特点特点扩散扩散方式方式转变转变速率速率调幅分调幅分解解凸凸自发起自发起伏伏非形

23、核非形核成分变成分变化，结化，结构不变构不变宽泛宽泛上坡上坡高高形核长形核长大大凹凹过冷度，过冷度，临界形临界形核功核功形核形核成分、成分、结构改结构改变变明晰明晰下坡下坡低低10/31/202229刘志勇 14949732qq 吉吉 首首 大大 学学 物物 理理 与与 机机 电电 工工 程程 学学 院院 JiShou University调幅分解使永磁合金(Fe-Ni-Al、Fe-Cr-Co等)获得对磁性最有利的组织（即具有确定取向的棒状铁磁性脱溶相嵌入到弱磁性或非铁磁性基体中），磁性能提高含硼硅酸盐熔体的调幅分解可以制造多微孔石英玻璃，熔体冷却至分别温度以下，调幅分解为富SiO2相和富B2O3碱性氧化物相，后者溶于酸，能溶解掉，留下完全穿透的多微孔玻璃调幅分解组织的性能调幅分解组织的性能10/31/202230刘志勇 14949732qq