《金属固态相变概论(固态相变)》由会员分享，可在线阅读，更多相关《金属固态相变概论(固态相变)（47页珍藏版）》请在金锄头文库上搜索。
1、金属材料及热处理金属材料及热处理材料与化工学院4 过饱和固溶体的分解转变固态相变按扩散情况可分为两大类型：1、扩散型相变是指在形核与长大的各个 阶段都需要通过原子的扩散过程才能实现， 相变的进程受扩散的控制。珠光体转变、脱溶沉淀等。2、无扩散相变：原子不发生扩散的相变 。马氏体转变等。本节以过饱和固溶体的分解转变为典型例子来分析扩散型相变过程 。过饱和固溶体的分解有两种机制：1、一种是经典的形核与核长大机制，中间过程形成过渡相；2、调幅分解机制。过饱和固溶体的分解 过饱和固溶体的分解转变是一种典 型的扩散型转变。 如果合金的固溶度随温度的下降而 减小，均会发生这种转变。 将成分为C0的合金加热
2、到单相区T1温度 ，经保温获得均匀的固溶体以后，如果 缓慢冷却到固溶度线以下的T3温度，将发 生平衡转变，得到双相组织。 获得均匀的相后，若急速冷却到很低的 温度(如室温)，得到亚稳定的过饱和固溶 体单相组织。这种处理又称为固溶处理。 时效可以显著 提高合金的硬 度和强度，是 一种强化材料 的重要方法。这种固溶体在室温或稍高温度下保持， 将发生新相析出的分解转变，这一现象被 称作过饱和固溶体脱溶分解或时效。 20世纪初发现的铝合金时效现象 ，使铝合金在飞机制造业和其他 领域里得到了广泛的应用，强烈 地推动了航空事业的发展。 部分超高强度钢和耐热合金等， 也利用时效处理进行强化。Al-Cu合金的
3、淬火时效 书云：固溶处理得到的过饱和固溶体组 织，强度低塑性很好，塑性远优于退火 状态，便于冷加工成形(不一定！) 。 过饱和固溶体主要是为时效作好组织准 备。 时效过程中的组织结构变化是比较复杂 的，分阶段进行 。 因为铝合金时效的研究最多，下面将以 铝铜合金为例讨论过饱和固溶体的时效 问题。 过饱和固溶体的时效AlCu合金的淬火时效 对AlCu4合金，当加热到550时，所有的 铜原子都溶入固溶体中，然后快速冷却下来 ，得到过饱和的固溶体。在室温下长时放置(叫自 然时效)或者在130-150 加热保温一段时间(叫人 工时效)，则会发生相变( 脱溶析出亚稳相)，能使 铝合金达到最大的强化。 0
4、1+GP区 2+ 3+ 4+ 符合相变阶段规则 GP区析出： GP区是在室温和较低温度下，时效初期形成的质 原子(Cu原子)富集区，又称原子预脱溶偏聚区 。 Cu原子在基体的一定晶面100上偏聚形成GP区 ，这是因为基体的方向上弹性模量最小 。 GP区WCu90 GP区结构与基体相同 GP区与基体共格，无明显界面。 GP区的界面能小，但是引起基体共格应变，产生应变能。 时效过程中的结构变化 铝铜合金的GP区的形状是碟形薄片。 GP区的形状取决于应变能的大小，溶质 原子与基体原子的尺寸相差较大，引起 的畸变大，形成薄片状GP区产生的应变 能最小；如果合金的原子尺寸差别很小 ，如A1-Ag，A1-
5、Zn系合金，形成GP区引 起的畸变小，此时为了降低界面能，GP 区呈球状。 片状新相应变能最小，球状新相界面能最小。 GP区的尺寸很小，在光学显微镜下分辨不到 ，在电镜下观察到的GP区形貌如图所示。 GP区的尺寸与合金的成分、时效温度和时效 持续的时间有关，在室温下时效，铝铜合金 的GP区直径约为5nm，100时约为20nm，而 在150时效时约为60nm；厚度只有一个原子 间距大小，约为O.4nm。 从图中还可以看出，GP区的分布均匀，密度很大，约为1*1018个/cm3。 GP区的形成机制 GP区的形成可能有两种机制，一种是调幅分 解，将在后面讨论，另一种是正常的生核长 大机制。 在均匀的
6、固溶体中，总是存在着各种各样的 成分起伏，即存在着各种尺度的溶质原子偏 聚现象，平均浓度越高、温度越低偏聚现象 越严重。 当偏聚区（相当于新相的晶胚）尺寸大到能 克服形成功时，就会成为“晶核”长大形成 GP区。 另一方面，合金从高温快速冷却下来 ，有大量的过饱和空位存在，空位及 空位群有较高的能量，也是溶质原子 富集的场所，有利于GP区形核。 空位和空位群在基体中分布总体较均 匀，所以GP区的分布也相对均匀。随着时效的时间延续或者温度升高(如 100200)，GP区将转变为“相，或由 基体中直接形成“相。 “相是一种亚稳亚稳 定的过过渡相。 “相为为正方晶型，点阵阵常数a=4.04，c 7.6
7、8，其成分接近平衡相CuAl2（即相） 。 “相也是沿母相的100面上形成，与基体 保持共格关系，并存在如下的晶体学关系 ： (2) “相析出 “相的点阵常数与基体相相比，a、b方向相同，在 这两个方向上晶格完全匹配。在c方向上，“相点 阵常数(7.68)比基体两个晶胞的长度(8.08)稍有 收缩，因此“相形成时，与GP区比较，在“相周 围会产生更大的共格应变。 “相也是圆盘状，最大的尺寸直径约为140 150nm，厚度约为10nm。 随着时效过程的进一步发展，将析出过渡相 相 。 相是在“相长大与周围基体失去共格关系而转 变形成的。 相也是正方点阵，晶格常数a=b=4.04，与基体 相同，c
8、=5.80。 相成分也和CuAl2相当。 相与基体之间保持着半共格关系。 相也有和“相同样的与母相 之间的晶体学关系。 相是一种可以在光学显微镜 下观察到的脱溶相，也呈片状。(3) 相析出： 经过更高的温度或更长的时间时效，过饱 和固溶体析出相。 相(CuAl2)是平衡相。 相是正方点阵阵。 因为为晶格常数与基体相差较较大，相不 能与基体保持共格关系，而形成非共格界 面，但与基体有一定的晶体学关系： 相呈块块状 (4)相：过饱和固溶体分解的热力学分析 在较低的时效温度下，铝铜合金吉布 斯自由能与成分的关系曲线。 相变驱动力最小? 相变驱动力最大? 可是哪种相变容易进行，应考虑相变驱动力和 相变
9、阻力的综合作用。 亚稳定产物与基体形成共格或半共格界面，界 面能小，生核形成功小,临界晶核尺寸小，易形 成。 虽然 的相变驱动力最大，但形成 功也大，临界晶核尺寸大，两者综合作用的结 果，使转变不易进行。 所以在时效过程中，转变是以以下序列进行的 。 在时效过程中，吉布斯自由能是逐步降低的。 如果时效温度升高，合金各相的吉布斯自由能 成分曲线的位置将有所变化，而使的驱动力变为负值，这时脱溶过程将没有GP区 析出，脱溶序列是首先析出“相，再依次析出 相和相。即同一成分的合金在不同温度下时 效，脱溶序列可能不同。（再升高温度呢？）过饱和固溶体分解的动力学分析 铝铜合金过饱和固溶体等温脱溶分解动力学
10、曲 线(C曲线)。 图中仅给出了某一阶段脱溶开始曲线 由图可以看出，无论GP区、过渡相或平衡相， 都要经过一定的孕育期后才能形成。GP区所需 的孕育期最短，说明GP区的生核是非常快的。由图还可以看出：1)当时效温度T0d2G/dx20d2G/dx2=0S1S2化学自发分解线右下图是将固溶体由T1温度 急冷到T2温度时的成分自由能 曲线，在曲线上有两个拐点S1 、S2 。 各温度拐点的连线如图中的虚 线所示，称为拐点线也称为调 幅分解线。 的情况 假设合金的成分在 的范围内，由单相 区淬火到T2温度，得到过饱和固溶体。在T2温度 下，固溶体分解成平衡的两相混合物(1+2)， 系统的吉布斯自由能下
11、降。 但是在转变的初期，成分的微小波动却会使系统 的吉布斯自由能升高，只有波动的成分超过一定 值时，系统的吉布斯自由能才是下降的，有相变 驱动力。 这种合金分解时，不仅需要局部地区的自由能波 动超过形核功的势垒，还需要达到一定的成分波 动值，才可能成为可以继续长大的晶核。所以这 种成分的固溶体分解是以生核长大方式进行的。的情况 若合金成分在 的范围内。当合金由单 相区急冷到T2时，固溶体中只要存在着成分波动， 即使是微小的波动，都会使系统的吉布斯自由能 下降。也就是说，只要有成分波动(成分起伏特别 是微小的成分起伏在固溶体中是大量地随机存在 的)，固溶体的分解不需越过热力学势垒，便可自 发地进
12、行下去，直到完全分解成富B相2和贫B相 1的混合物(1+2)为止。 这种不需要激活能，一旦开始分解，系统的自由 能便下降，分解自发地进行到底的固溶体分解即 称为调幅分解或自发分解。 调幅分解无须生核过程。 发生调幅分解的另一个条件是，合金中的溶 质原子可以进行扩散。虽然固溶体分解使系 统吉布斯自由能下降，但必须通过溶质原子 由贫溶质区不断地向富溶质区扩散聚集，而 溶剂原子向相反方向扩散聚集来实现。因此 调幅分解是按扩散聚机制进行的，是由扩 散控制的相变。 已经在许多的合金(如Al基、Ni基、Cu基和 Fe基合金等)和玻璃系统中发现有调幅分解 。 生核以后的长大 过程中，原子进 行下坡扩散；而
13、在调幅分解的过 程中，原子进行 上坡扩散。（新 书P311）调幅分解组织 调幅组织是调幅分解的产物，具有周期性 的图案状。富溶质区与贫溶质区交替呈周期 性分布。 调幅组织的波长，根据合金成分条件和调 幅分解时过冷度的不同而不同，一般在5 100nm，调幅分解时过冷度越大，越小。 调幅组织性能: 较好的强韧性： 调幅结构的弥散度非常大，分布均匀，且不 会发生位错堆积，一般均有较好的强韧性 。 利用调幅结构的延伸方向受应力场和磁场 影响的特点，可以通过磁场处理改善合金 性能。 制造多微孔石英玻璃.玻璃中的调幅分解无扩散相变一、马氏体相变的基本特征二、马氏体转变的晶体学（了解）三、马氏体的形态与性能四、陶瓷材料中的马氏体相变（了解）
