Главная / Теория термической обработки металлов / Старение и отпуск / Старение / Структурные изменения при спинодальном распаде

Структурные изменения при спинодальном распаде

В начальной стадии спинодального распада возникает высокодисперсная смесь фаз, решетки которых когерентны — плавно переходят одна в другую, и межфазные границы не резкие, а сильно размытые. Чем же отличается эта смесь фаз от флуктуации состава, всегда имеющихся в твердом растворе, в том числе и выше cпинодальной кривой RKV на рисунке Диаграмма состояния с кривой расслоения, а?

При флуктуациях состава соседние участки твердого раствора также характеризуются разной концентрацией и соответственно разным периодом решетки. Как уже отмечалось в Термодинамике фазовых превращений флуктуации состава непрерывно возникают и исчезают.

В области спинодального распада участки твердого раствора с повышенной и пониженной концентрацией флуктуационного происхождения становятся устойчивыми, они не только не исчезают, но, наоборот, растут.


Схема эволюции распределения легирующего элемента

Схема эволюции распределения легирующего элемента

Схема эволюции распределения легирующего элемента в пересыщенном твердом растворе на разных стадиях (I — III) спинодального распада (а) и распада по механизму зарождения и роста (б) (Дж. Кап). Концентрации С0, Ca и Сb, смотрите на рисунках Схема к объяснению спинодального распада и Схема к объяснению выделения β-фазы из α-раствора.


На рисунке, а схематически показана последовательность изменений случайной флуктуации состава по мере развития спинодального распада.

В первый момент (I на рисунке,а) в твердом растворе образовался кластер — устойчивый участок с повышенной концентрацией растворенного элемента (выше средней концентрации С0), окруженный зоной с пониженной концентрацией.

Предпочтительное взаимное притяжение атомов одного сорта приводит в следующие моменты (например, II на рисунке, а) к еще большему повышению концентрации в кластере и дальнейшему обеднению соответствующим компонентом прилегающей зоны.

Этот процесс обеспечивается восходящей диффузией (на рисунке, а указана стрелками), что соответствует отрицательному коэффициенту диффузии.

Последнее обусловлено тем, что в формулу для коэффициента диффузии D одним из сомножителей входит вторая производная от свободной энергии по концентрации, а так как в области спинодального распада — д2F/дC2 (смотрите Термодинамика процессов выделения из твердого раствора),то и D < 0.

Это — важнейший признак, отличающий спинодальный распад от обычного распада по механизму зарождения и роста, который будет рассмотрен позже.

Атомы одного сорта в исходной матрице, расположенные по внешнему краю обедненной зоны, также испытывают предпочтительное взаимное притяжение.

Так как силы их взаимного притяжения
— короткодействующие, то указанные атомы не «чувствуют» существования готового кластера, а испытывают только влияние непосредственно граничащей с ними обедненной зоны.

Поэтому они удаляются от обедненной зоны и образуют новый кластер, также окруженный обедненной зоной.

Таким образом, образование одного кластера приводит к образованию соседнего и так далее: этот процесс в виде концентрационной волны быстро распространяется по решетке матрицы. На одинаковом расстоянии один от другого, называемом длиной концентрационной волны, последовательно возникают все новые и новые кластеры.

Наиболее подробно структурные изменения при спинодальном распаде изучены в сплавах системы Cu — Ni — Fe, находящихся по составу в центре области расслоения на диаграмме состояния. На электронно-микроскопических снимках, полученных методом просвечивания тонких фольг, светлые участки относятся к областям, обогащенным медью, а темные — к обогащенным железом и никелем (рисунок Структура сплава Cu — 33,5% Ni — 15% Fe).

В твердом растворе Cu — Fe, характеризующемся, как и многие другие кристаллы с кубической решеткой, значительной анизотропией модуля упругости, спинодальный распад идет вдоль каждого из трех «упруго-мягких» направлений <100>. Поэтому первоначально при спинодальном распаде в сплавах Cu — Ni — Fe образуется модулированная структура, состоящая из стержнеобразных областей, разделенных размытыми границами («корзиночное плетение» на рисунке Структура сплава Cu — 33,5% Ni — 15% Fe, а).

По мере увеличения времени старения растут амплитуда концентраций и длина концентрационной волны (λ) — модулированная структура грубеет (рисунке Структура сплава Cu — 33,5% Ni — 15% Fe, б), а границы между когерентными выделениями становятся менее размытыми. Упругие деформации приводят к переходу от г. ц. к. решетки кластеров к тетрагонально искаженным решеткам двух промежуточных фаз. Постепенно расслоение по составу достигает максимума, соответствующего равновесию двух фаз с г. ц. к. решеткой (тетрагональность исчезает).

Когерентность теряется (из-за роста упругих напряжений), причем на межфазных границах образуются структурные дислокации, которые хорошо видны на рисунке, в. Потеря когерентности сопровождается исчезновением модулированной структуры и сильным огрублением выделений в результате коагуляции.

Рассмотренная последовательность структурных изменений, хотя и весьма типична для спинодального распада, но не стандартна для всех сплавов. Например, в той же системе Cu — Ni — Fe у сплава, состав которого находится не в центре, а ближе к краю области спинодального распада, нет структуры корзиночного плетения после старения.

Более того, на ранней стадии старения модулированная структура в нем вообще не обнаружена, а возникает она лишь позднее в результате выстраивания кубических выделений в ряды вдоль <100>. Это очень похоже на образование модулированной структуры в сплаве Ni — Al в результате не спинодального распада, а избирательного роста кубических выделений γ´-фазы при коагуляции.

В сплаве Zn — 122% Al после закалки из однофазной области при комнатной температуре идет спинодальный распад, причем ни на одной из его стадий не возникает модулированной структуры.

Это обусловлено тем, что кристаллы алюминия — одни из наиболее изотропных металлических кристаллов с кубической решеткой, в твердом растворе цинка в алюминии нет предпочтительных «упруго-мягких» кристаллографических направлений для спинодального распада и невозможен также избирательный рост частиц при коагуляции. В сплаве Zn — 212% Al, как и в изотропных стеклах, спинодальный распад дает дисперсную равноосную структуру.

Особых морфологических признаков, которые были бы характерны только для структур, полученных при спинодальном распаде, нет.

Спинодальный распад не обязательно дает модулированную структуру, а модулированная структура не обязательно связана со спинодальным распадом, как это считали раньше. Вместе с тем в упругоанизотропных кристаллах весьма вероятно образование при спинодальном распаде модулированной структуры корзиночного плетения.

Термодинамика и механизм спинодального распада предопределяют его гомогенность:
предпочтительного образования выделений на границах зерен или на дислокациях при спинодальном распаде не наблюдалось. Для практики весьма важно и то, что для спинодального распада характерна высокодисперсная структура, равномерная по всему объему зерен исходной фазы.

Из-за отсутствия специфических структурных признаков не всегда легко установить, спинодальный ли распад в данном сплаве. К промышленным сплавам, в которых при старении действительно протекает спинодальный распад, можно отнести магнитнотвердые сплавы типа кунифе и кунико и сверхпластичный сплав Zn — 22% Al.

Промышленное применение этого сплава для пневмоформовки изделий методом выдувания или вакуумного всасывания связано с созданием закалкой и старением структуры высокодисперсной смеси равноосных частиц двух фаз. Весьма вероятно, что в высокопрочных пружинных сплавах системы Cu — Ni — Cr при старении также протекает спинодальный распад.

«Теория термической обработки металлов»,
И.И.Новиков

Возврат после старения

Явление возврата после старения было открыто на дуралюмине. Если естественно состаренный дуралюмин нагреть до температуры примерно 250 °С, выдержать 20 — 60 с и быстро охладить, то его свойства возвращаются к значениям, характерным для свежезакаленного состояния.  Сущность явления возврата состоит в том, что зоны ГП, возникшие при естественном старении, во время нагрева сплава растворяются, метастабильные…

Выбор режима старения

Выбор температуры и продолжительности старения После предварительной оценки температурного уровня старения по соотношению или по аналогии с другими сплавами на базе того же металла экспериментально отрабатывают режим старения, строя графики, подобные рисуноки Схема зависимости прочностных свойств и Схема зависимости прочности от температуры старения. Как известно, старение подразделяют на естественное, происходящее при комнатной температуре, и искусственное,…

Искусственное старение

В зависимости от режима, структурных изменений и получаемого комплекса свойств искусственное старение можно подразделить на полное, неполное, перестаривание и стабилизирующее старение (соответствующие режимы и свойства приведены в таблице Режимы старения и механические свойства состаренных сплавов на разной основе для литейного алюминиевого сплава AЛ9). Полное искусственное старение проводят при такой температуре и продолжительности, которые обеспечивают достижение…

Ступенчатое старение

Старение с выдержкой вначале при одной, а затем при другой температуре называют ступенчатым. Как правило, температуру первой ступени выбирают ниже, чем второй. Основная цель двухступенчатого (двойного) старения — создать большое число центров выделений на низкотемпературной ступени, когда пересыщенность твердого раствора велика (на рисунке Размер выделений степень пересыщенности C0/C1 растет с понижением температуры Т1), а затем…

Максимальное упрочнение

Рассмотрим практически важный случай сложной роли естественного старения на примере сплавов системы Al — Mg — Si, находящихся на квазибинарном разрезе Al — Mg2Si или недалеко от него (сплавы типа авиаль). В этих сплавах при естественном старении образуются игольчатые зоны ГП, обогащенные магнием и кремнием, а при искусственном (170 °С) — метастабильная β´-фаза (смотрите таблицу…