《脱溶与调幅分解》PPT课件

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1、一、脱溶沉淀现象1、定义：从过饱和固溶体中析出一个成分不同的新相或形成溶质原子富集的亚稳区过渡相的过程。2、条件：①合金固溶度随温度而变化，T↑，固溶度↓②合金从单相区进入双向区3、类型：第三章脱溶（沉淀）不连续脱溶连续脱溶均匀脱溶局部脱溶脱溶§1过饱和固溶体的脱溶连续均匀脱溶：如果沉淀过程在母相中各处同时发生，母相的成分连续变化，但其晶粒外形及位向均未改变。连续沉淀形成的魏氏组织，Si-Mn-Al合金，800℃缓冷连续不均匀脱溶：沉淀相择优地析出与晶界、亚晶界、位错、非共格的孪晶界等处发生条件：连续均匀脱溶—

2、—△T↑连续不均匀脱溶——△T↓不连续脱溶:高度过饱和固溶体发生的胞状沉淀，如Cu-Zn、Cu-Mg、Cu-Be合金等。不连续脱溶的胞状组织Al-Ag合金，300℃/4h时效特征：①成核多数在晶界处，并向晶内生长，呈层片相间分布②转变区与未转变区有明显分界③α和α’晶体位向不同、成分不同，但结构相同有利于不连续脱溶的条件:①脱溶驱动力大②当晶界不均匀成核几率大③晶界扩散系数大不连续脱溶与连续脱溶的主要区别：①前者主要析出物在晶界上，并形成胞状物后者主要析出物在晶内，较为均匀②前者属短程扩散后者属长程扩散③前者脱

3、溶物附近成分不连续变化后者脱溶物附近成分连续变化④前者伴随再结晶后者没有再结晶4、实例：Al-(2~4.5%Cu)130℃时效析出析出序列：α→G·P·Ⅰ→θ”(G·P·Ⅱ)→θ’→θAl-(2~4.5%Cu)合金550℃固溶，水淬130℃时效190℃时效190℃时效析出析出序列：α→θ”(G·P·Ⅱ)→θ’→θ偏聚区→过渡相→平衡相Al-Cu合金脱溶规律：①时效硬化效应：t↑，HV↑，HVmaxt时，t↑，HV↓②二次硬化：第一峰在GP区；第二峰在θ”+θ’③脱溶贯序：偏聚区→过渡相→平衡相④HVmax在θ”

4、+θ’并存，GP存在平台⑤成分、温度的影响：不同成分合金在不同温度下具有不同的脱溶贯序GP区：首先是由Guinier-Preston从时效过的Al-4%Cu合金单晶拍摄的劳厄照片中发现的特征：富溶质区圆盘状晶体结构与基体相同与基体保持完全共格，并引起共格畸变在α’分解初期形成，且形成速度很快，通常均匀分布在热力学上是亚稳态二、沉淀相结构：GP区的形成条件：在室温或低温下时效初期出现是发生在固溶体晶格内的晶内过程，不形成新相，取决于时效温度和合金成分GP区的形核主要是依靠浓度起伏的均匀形核：可以由GP区演化而成，

5、也可以直接从固溶体中析出：过去叫GP（Ⅱ）区，认为它也属于晶内过程，是溶质原子有序排列的微观区，现在倾向于是一种过渡相，有一定的晶体结构。四方结构：a=b=4.04A,c=7.8A与基体保持共格成分接近CuAl2在150左右便可出现四方结构：a=b=4.04A,c=5.8A与基体保持部分共格成分接近Cu2Al3.6圆盘状与基体有一定的位向关系四方结构：a=b=6.06A,c=4.78A与基体形成非共格界面成分CuAl2不均匀地在晶界上形核θ出现的时候合金的硬度已经下降1、弹性应力场强化基体理论（Mott-Nab

6、arro理论）沉淀粒子与基体间晶格错配引起的内应力场是强化源之一三、强化机制：2、浓度梯度强化理论浓度梯度对位错运动产生附加阻力（当刃位错与梯度方向一致，螺位错与梯度方向垂直）3、第二相与位错交互作用理论第二相粒子强化的应用：1、有色合金：时效2、钢：微合金化钢（V、Nb、Ti等），马氏体时效钢3、P/M材料：弥散强化4、颗粒增强金属基复合材料（PRMMC）5、表面强化技术：C-N共渗、离子注入6、电镀：合金电镀（Ni-P电镀形成Ni3P粒子）分散电镀（细硬粒子与金属发生共沉积）四、脱溶驱动力脱溶驱动力：化学自

7、由能（体积自由能，△Gv）图解法求脱溶驱动力：△Gv～C%曲线1、粗化方式：小粒子溶解、大粒子长大2、粗化驱动力：界面能的降低（或浓度梯度）3、粒子浓度与尺寸的关系：Gibbs-Thomson效应方程三、沉淀相的聚集（粗化）4、粒子粗化速率方程−Ostwald熟化定量描述：方程的推导：参阅陈景榕编著：《金属与合金中的固态相变》粒子长大速度和粒子半径的关系令dr/dt=0得rc=r*令△(dr/dt)/△r=0得rm=2r*讨论：①r＜r*②r=2r*③r*＜r＜2r*④dr/dt与表面能有关⑤dr/dt与扩散系

8、数有关⑥dr/dt与浓度有关结论：粗化过程具有“自动调节尺寸、均一化、等轴化”倾向耐热合金：Ni基合金—Ni3Al，界面能很低0.01~0.03J/cm2Fe-C合金+Cr、Mo、V：降低Dc,发展耐热钢电灯泡的灯丝：ThO2弥散在W的基体中，起强化作用Al2O3在金属中的溶解度很低，能有效阻止晶粒的长大5、Ostwald粗化速率方程的实际应用1、晶体缺陷：空位——GP区位错——过渡相