在Fe-Cu二元及多元合金體系中,由于Fe與Cu間正混合焓（13KJ/mol）,均一液相在過冷液相區(qū)發(fā)生液相分離,經(jīng)冷卻后形成具有“相分離”特征的復(fù)合結(jié)構(gòu)。盡管以往的研究對Fe-Cu-Zr-B合金的相分離現(xiàn)象及形成過程有了較為系統(tǒng)的分析,但對第二相顆粒的分布規(guī)律及Fe-Zr-B非晶基底原子尺度微觀結(jié)構(gòu)尚缺乏研究�；诖�,本文利用高分辨透射電子顯微技術(shù)及選區(qū)電子衍射法,對Fe₆₅Cu₁₀Zr₁₀B₁₅及Fe₇₀Cu₅Zr₁₀B₁₅中第二相粒子組成及分布進(jìn)行研究;利用高能X射線衍射法及反蒙特卡洛方法,對Fe₇₅Zr₁₀B₁₅,Fe₇₀Cu₅Zr₁₀B₁₅和Fe₆₅Cu₁₀Zr₁₀B₁₅

【文章來源】：上海交通大學(xué)上海市211工程院校985工程院校教育部直屬院校

【文章頁數(shù)】：78 頁

【學(xué)位級別】：碩士

【部分圖文】：

Al-Ni二元相圖[21]

上海交通大學(xué)碩士學(xué)位論文第3頁圖1-1Al-Ni二元相圖[21]Fig.1-1TheAl-Niphasediagram[21].E.Ma[22]等研究人員，基于混合焓正值的大小對出現(xiàn)相分離特征的合金進(jìn)行分類。具有較大的正混合焓的難混溶（immiscible）合金體系，如Al-Bi,Ti-Y等，即使在高溫區(qū)也呈現(xiàn)為兩液相分離狀態(tài)，從相圖上看，具有穩(wěn)定的液相兩相區(qū)；而正混合焓較小的混溶（miscible）合金體系，如Fe-Cu[23],Gd-Zr[19]等，在溫度較高時，式（1-1）中有限的正混合焓項(xiàng)難以抵消混合熵項(xiàng)，從而整體吉布斯自由能小于零；所以，在高溫下，混溶合金呈現(xiàn)為均一液相，未出現(xiàn)兩相分離；隨著溫度降低，當(dāng)吉布斯混合自由能大于零時，開始發(fā)生相分離�；烊芎辖鸬囊合喾蛛x區(qū)往往存在于亞穩(wěn)過冷液相區(qū)，而難混溶合金則具有穩(wěn)定的液相分離區(qū)。Al-Bi難混溶合金和Fe-Cu混溶合金二元相圖如下圖1-2所示。圖1-2Al-Bi(a)[24]與Fe-Cu(b)二元相圖[23]Fig.1-2ThebinaryphasediagramofAl-Bi(a)[24]andFe-Cu(b)[23].

第一章緒論第4頁下面，僅從擴(kuò)散的角度，半定量地考慮相分離過程中需克服的能壘。現(xiàn)假定，均一液相L成分為x，分解后形成L1:(xx)和L2:(x+x)兩相。則相分離前后體系自由能的變化如下式（1-2）。=1+2(1-2)將式（1-2）在x處二階泰勒展開，并省略余項(xiàng)，可得下式1-3[25,26]。2≈22()2(1-3)通過二階導(dǎo)數(shù)項(xiàng)22的正負(fù)可以將液相兩相區(qū)進(jìn)一步劃分為失穩(wěn)（unstable）液相區(qū)和亞穩(wěn)（metastable）液相區(qū)[27]，如下圖1-3所示。圖1-3溶混間隙區(qū)的組成[27]Fig.1-3Thecomponentofthemiscibilitygap[27].總的來說，液相分離現(xiàn)象的動力學(xué)起因是成分起伏。在溶混間隙外穩(wěn)定的均一液相區(qū)中，吉布斯混合自由能為較大負(fù)值，這說明上坡擴(kuò)散需克服的能壘較大，任何成分的起伏會使得體系自由能增大且難以通過能量起伏抵消；所以，其液相通過可逆成分起伏難以形成穩(wěn)定的相分離現(xiàn)象。在亞穩(wěn)液相區(qū)中，吉布斯混合自由能為負(fù)值，兩相的分離會使體系吉布斯自由能增加，相分離過程仍需克服較大的擴(kuò)散能壘；所以在這個區(qū)域中不會發(fā)

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本文編號：3620832