固态相变-脱溶转变-详解.ppt

10.2 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 1 脱溶的驱动力 脱溶时化学自由能ΔGv是脱溶的驱动力 脱溶物形成时系统自由能变化 X0合金以单相α存在时，其每摩尔的自由能为G0 脱溶物形成时系统自由能变化 设所有脱溶物和整个基体各自的成分是均匀的，根据杠杆定律可写成 脱溶物形成时系统自由能变化 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 脱溶物形成时系统自由能变化 故ΔG′＝ n2（AE －BE ）＝ n2 AB 2 脱溶顺序 脱溶过程受溶质扩散控制，在沉淀过程中可能形成一系列亚稳相（过渡相） (1)GP区 溶质原子(Cu)的偏聚区，Al基体的100方向弹性模量最小，因而Cu原子在基体α相{100}面上偏聚 (2)亚稳相 随时效时间的延长，将析出亚稳相 (4)θ相 更长时间或更高温度时效析出平衡相θ 时效处理曲线 时效处理曲线 某些合金中观察到的脱溶顺序 3 脱溶方式及显微组织的变化 脱溶的两种方式 (1)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化 (ⅱ)局部脱溶 (2)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(α) →α′+β 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） 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向一个晶粒内部推进 不连续脱溶 不连续脱溶反应在许多合金系统中发现 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 4 调幅分解 （1）调幅分解的热力学条件 调幅分解时成分一自由能关系曲线 位于公切线a‘b’以上的a‘c’d’b’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化 调幅分解时成分一自由能关系曲线 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 （2）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，极细的、交替地均匀混合的两相所构成 （3）调幅分解与形核长大分解的比较 1.成分变化差异 经典的形核和长大方式的脱溶 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 调幅分解和形核长大方式分解的对比 调幅分解组织的性能 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（即具有一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 *刘志勇 吉 首 大 学 物 理 与 机 电 工 程 学 院 JiShou University 有固溶度变化的相图 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，导致第二相质点析出 时效 图1 确定脱溶初期自由能变化的示意图 |ΔGv|越大，脱溶物的形核功和临界晶核半径越小，脱溶越容易进行 若该合金析出少量成分为X2的脱溶物，则与此相对应的α基体成分将变为X1，其自由能为G1 忽略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化 式中代表脱溶物形成时所引起整个系统自由能的变化，n2为脱溶物的摩尔数，n1为脱溶后的α基体的摩尔数 (1) G(脱溶)-G(原始) 综合(1)和(2)两式，得 由图1可知有下列近似关系 将式（4）代入式（3）得： 由图10-9可见，G2-G0=AE，(X2-X0)（Dg/dx）=BE AB为正值，ΔG′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α基体不同的新相，即成分相当于X3的β相，其自由能为G3 类似方法可计算出β相析出时的ΔG′＝ n3DC ，由于DC位于X0合金的切线的下面，系一负值，故脱溶时具有一定的驱动力，从热力学来看，此时析出β相是可能的 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长出现顺序 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（随时效温度升高而增大），厚度仅0.3～0.6nm，均匀分布在α基体相中 1938年由Guinier,A.和Preston,G.D.各自独立用X射线衍射法发现的，故称GP区 与母相的取向关系为 厚度