过饱和固溶体ppt课件
0.13b ln r b
位错绕过模型
23
Thanks
24
25
Al-Cu合金合金时效图 （a）130℃ （b）190℃
2
Al-Cu合金相图
3
α0→ α1+GP区→ α2+θ”→ α3+θ’→ α4+θ
名称
实质
GP区
溶质原子 （Cu）的 偏聚区
θ”相 介稳相
θ’相 介稳相 θ相 平衡相
形
貌
界面结构
Al〈100〉晶向弹性模量小，Cu偏聚 在α相的{100}晶面，直径8nm，厚度 0.3-0.6nm。
16
1. 调幅分解的热力学条件
G ΔG2
ΔG1
X1
X2
自由能成分曲线
合金（X1）：ΔG1>0 合金（X2）：ΔG2<0
X
2G X 2
0
2G X 2
0
调幅分解的必要条件
17
2. 调幅分解的必要条件
（1）梯度能：调幅分解时，固溶体中产生尺寸很小 的溶质原子贫化区和富化区，随着分解的进行，在贫 化区和富化区之间的浓度梯度越来越大，从而影响原 子间的化学键，使原子的化学位升高，这部分能量称 为梯度能。 （2）弹性应变能：调幅分解时，固溶体的点阵常数 随化学成分变化而变化，如果贫化区和富化区保持共 格，必然使点阵畸变而引起共格应变能。
梯度能和弹性应变能都是调幅分解的阻力，驱动 力必须大于阻力，才能发生调幅分解。
18
六. 沉淀Cr Ce exp 2 V / RTr
Cr :界面处母相浓度 Ce : 母 相 平 衡 浓 度
： 界 面 能
V： 沉 淀 相 摩 尔 体 积 R： 气 体 常 数 T： 温 度
浓度
β α
Cr2
距离
β Cr1
r： 沉 淀 相 曲 率 半 径 沉淀相附近溶质原子浓度分布
可以看到：界面处母相浓度与曲率半径成反比。
19
假定： r2<r1 则： Cr2>Cr1 所以：在浓度梯度的驱使下，溶质原子由沉淀相2 向沉淀相1扩散。
扩散的结果破坏了界面浓度平衡。 为了保持平衡，沉淀相2溶解放出溶质原子， 沉淀相1长大吸收溶质原子。 结果：小颗粒消失，大颗粒粗化。
6
一些合金的脱溶沉淀
7
二. 沉淀方式 1. 连续沉淀 沉淀过程中邻近沉淀物的母相溶质浓度连续变化。 特点：（1）生成相与母相结构、点阵常数相近； （2）共格或半共格界面； （3）针状或条状。
连续沉淀
均匀沉淀 局部沉淀：晶界、位错、孪晶界等
8
2. 不连续沉淀 从过饱和固溶体析出沉淀相和饱和固溶体。
无限溶解固溶体：如果溶解 时为吸热过程，温度较低时，自 由能曲线中部有上凸，这时单一 的固溶体的自由能不是最低，可 以分解为结构相同而成分不同两 个相混合物。
相图
15
分解过程自发加大成分偏离的幅度，所以称为调幅分解。 这种分解的过程和所得组织如图所示，调幅分解的组织呈布纹 状，非常细小，只能的高倍的电子显微镜下才能观察得到。
立方点阵CuAl2，直径30-150nm，厚 度2-10nm。
惯习面：{100}α （001）θ”∥（001）α
[101]θ”∥[100]α
立方点阵CuAl2，直径100nm圆盘状 惯习面与位相关系同上。
共格 无明显界面
共格
半共格
立方点阵CuAl2
非共格
4
CuAl2相结构
5
CuAl2相形貌 （a）GP区 （b）θ” 相 （c） θ’ 相 （d）θ 相
AlGe合金
11
三. 脱溶沉淀热力学
在一定温度下：
α0（x0）→ α1（x1）+ α2（x2）
G
G2 α
G n1G1 n2G2 n1 n2 G0
G0 G1
∴ BA段，ΔG>0
G3
B Aβ
C
α0（x0） → α1（x1）+ β（x3）
G n1G1 n3G3 n1 n3 G0
§8-3 过饱和固溶体的分解
脱溶沉淀：由过饱和固溶体
析出新相的过程。
T
条件：固溶体的溶解度随温
α
N
度的降低发生变化。
T1
方式：平衡析出
T2
时效析出
α+β
时效析出
固溶处理 时效处理
自然时效 M C0 wB/% 人工时效
具有脱溶转变的合金相图
1
一. 脱溶沉淀过程 时效：过饱和固溶体在等温过程中，硬度随等温时间 的延长而升高的现象。 以Al-Cu合金为例。
颗粒强度较低时，位错切过沉淀相，增加界面面 积，产生反向畴界能。
2 b f / r
2 f d / b
位错切过模型
22
3. Orowan, E.理论—— 绕过理论 颗粒强度较高时，位错运动受阻，发生弯曲，直
到相遇，分成一个位错环和一个与原位错相同的位错， 即绕过沉淀相，增加位错数量，并对后续位错运动产 生阻碍作用，引起强化。
特点：（1）晶界形核； （2）一侧共格或半共格界面，另一侧非共格； （3）胞状。
α’
α’
α
β
α’
9
3. 沉淀过程中显微组织的变化
（1）连续均匀沉淀加局部沉淀
母相
过饱和固溶体
（2）连续沉淀加不均匀沉淀
（3）不连续沉淀
10
4. 无析出区 固溶处理的过饱和空位在晶界淹没，溶质原子难以扩
散，第二相无法析出。
20
七. 沉淀强化机制 1. Mott, N.F.-Nabarro, F.R.N.理论 沉淀颗粒引起的晶格畸变，增大位错滑移阻力。
6rf 1/ 2 3/ 2 / b
μ：沉淀相切变模量 r：沉淀相半径 f：沉淀相的体积分数 ε：错配度函数 b：柏氏矢量的模
21
2. Kelly, A.-Nicholson, R.B.理论——切过理论
∴ AC段，ΔG<0
A
x1 x0
x2 x3
xB
脱溶沉淀热力学图
12
13
四. 脱溶沉淀动力学
动力学特点：
T
1. 曲线呈C型；
2. 存在孕育期；
3. 反映温度、时间 对脱溶沉淀过程的影响 规律。
θ θ′ θ” GP
τ 脱溶沉淀动力学图
14
五. 调幅分解 (Spinodel)
调幅分解是单相固溶体分解为两相混合物的一种特殊方 式，其特殊之点是在这一分解过程中不需要信相的形核。
位错绕过模型
23
Thanks
24
25
Al-Cu合金合金时效图 （a）130℃ （b）190℃
2
Al-Cu合金相图
3
α0→ α1+GP区→ α2+θ”→ α3+θ’→ α4+θ
名称
实质
GP区
溶质原子 （Cu）的 偏聚区
θ”相 介稳相
θ’相 介稳相 θ相 平衡相
形
貌
界面结构
Al〈100〉晶向弹性模量小，Cu偏聚 在α相的{100}晶面，直径8nm，厚度 0.3-0.6nm。
16
1. 调幅分解的热力学条件
G ΔG2
ΔG1
X1
X2
自由能成分曲线
合金（X1）：ΔG1>0 合金（X2）：ΔG2<0
X
2G X 2
0
2G X 2
0
调幅分解的必要条件
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2. 调幅分解的必要条件
（1）梯度能：调幅分解时，固溶体中产生尺寸很小 的溶质原子贫化区和富化区，随着分解的进行，在贫 化区和富化区之间的浓度梯度越来越大，从而影响原 子间的化学键，使原子的化学位升高，这部分能量称 为梯度能。 （2）弹性应变能：调幅分解时，固溶体的点阵常数 随化学成分变化而变化，如果贫化区和富化区保持共 格，必然使点阵畸变而引起共格应变能。
梯度能和弹性应变能都是调幅分解的阻力，驱动 力必须大于阻力，才能发生调幅分解。
18
六. 沉淀Cr Ce exp 2 V / RTr
Cr :界面处母相浓度 Ce : 母 相 平 衡 浓 度
： 界 面 能
V： 沉 淀 相 摩 尔 体 积 R： 气 体 常 数 T： 温 度
浓度
β α
Cr2
距离
β Cr1
r： 沉 淀 相 曲 率 半 径 沉淀相附近溶质原子浓度分布
可以看到：界面处母相浓度与曲率半径成反比。
19
假定： r2<r1 则： Cr2>Cr1 所以：在浓度梯度的驱使下，溶质原子由沉淀相2 向沉淀相1扩散。
扩散的结果破坏了界面浓度平衡。 为了保持平衡，沉淀相2溶解放出溶质原子， 沉淀相1长大吸收溶质原子。 结果：小颗粒消失，大颗粒粗化。
6
一些合金的脱溶沉淀
7
二. 沉淀方式 1. 连续沉淀 沉淀过程中邻近沉淀物的母相溶质浓度连续变化。 特点：（1）生成相与母相结构、点阵常数相近； （2）共格或半共格界面； （3）针状或条状。
连续沉淀
均匀沉淀 局部沉淀：晶界、位错、孪晶界等
8
2. 不连续沉淀 从过饱和固溶体析出沉淀相和饱和固溶体。
无限溶解固溶体：如果溶解 时为吸热过程，温度较低时，自 由能曲线中部有上凸，这时单一 的固溶体的自由能不是最低，可 以分解为结构相同而成分不同两 个相混合物。
相图
15
分解过程自发加大成分偏离的幅度，所以称为调幅分解。 这种分解的过程和所得组织如图所示，调幅分解的组织呈布纹 状，非常细小，只能的高倍的电子显微镜下才能观察得到。
立方点阵CuAl2，直径30-150nm，厚 度2-10nm。
惯习面：{100}α （001）θ”∥（001）α
[101]θ”∥[100]α
立方点阵CuAl2，直径100nm圆盘状 惯习面与位相关系同上。
共格 无明显界面
共格
半共格
立方点阵CuAl2
非共格
4
CuAl2相结构
5
CuAl2相形貌 （a）GP区 （b）θ” 相 （c） θ’ 相 （d）θ 相
AlGe合金
11
三. 脱溶沉淀热力学
在一定温度下：
α0（x0）→ α1（x1）+ α2（x2）
G
G2 α
G n1G1 n2G2 n1 n2 G0
G0 G1
∴ BA段，ΔG>0
G3
B Aβ
C
α0（x0） → α1（x1）+ β（x3）
G n1G1 n3G3 n1 n3 G0
§8-3 过饱和固溶体的分解
脱溶沉淀：由过饱和固溶体
析出新相的过程。
T
条件：固溶体的溶解度随温
α
N
度的降低发生变化。
T1
方式：平衡析出
T2
时效析出
α+β
时效析出
固溶处理 时效处理
自然时效 M C0 wB/% 人工时效
具有脱溶转变的合金相图
1
一. 脱溶沉淀过程 时效：过饱和固溶体在等温过程中，硬度随等温时间 的延长而升高的现象。 以Al-Cu合金为例。
颗粒强度较低时，位错切过沉淀相，增加界面面 积，产生反向畴界能。
2 b f / r
2 f d / b
位错切过模型
22
3. Orowan, E.理论—— 绕过理论 颗粒强度较高时，位错运动受阻，发生弯曲，直
到相遇，分成一个位错环和一个与原位错相同的位错， 即绕过沉淀相，增加位错数量，并对后续位错运动产 生阻碍作用，引起强化。
特点：（1）晶界形核； （2）一侧共格或半共格界面，另一侧非共格； （3）胞状。
α’
α’
α
β
α’
9
3. 沉淀过程中显微组织的变化
（1）连续均匀沉淀加局部沉淀
母相
过饱和固溶体
（2）连续沉淀加不均匀沉淀
（3）不连续沉淀
10
4. 无析出区 固溶处理的过饱和空位在晶界淹没，溶质原子难以扩
散，第二相无法析出。
20
七. 沉淀强化机制 1. Mott, N.F.-Nabarro, F.R.N.理论 沉淀颗粒引起的晶格畸变，增大位错滑移阻力。
6rf 1/ 2 3/ 2 / b
μ：沉淀相切变模量 r：沉淀相半径 f：沉淀相的体积分数 ε：错配度函数 b：柏氏矢量的模
21
2. Kelly, A.-Nicholson, R.B.理论——切过理论
∴ AC段，ΔG<0
A
x1 x0
x2 x3
xB
脱溶沉淀热力学图
12
13
四. 脱溶沉淀动力学
动力学特点：
T
1. 曲线呈C型；
2. 存在孕育期；
3. 反映温度、时间 对脱溶沉淀过程的影响 规律。
θ θ′ θ” GP
τ 脱溶沉淀动力学图
14
五. 调幅分解 (Spinodel)
调幅分解是单相固溶体分解为两相混合物的一种特殊方 式，其特殊之点是在这一分解过程中不需要信相的形核。
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过饱和固溶体的脱溶沉淀课件
❖ 出现原因：碳原子的扩散能力不同
21
②低碳和中碳M的分解
❖
得到：回火马氏体
（3）残留奥氏体的转变
（200-300 ℃） ❖ 钢中Wc>0.4%时，就有AR ❖ AR存在既有好处也有坏处 ❖ AR与过冷A的差别：
高碳；三向压应力
22
① AR向P和B的转变
❖ AR向P的转变与过冷A差别不大；
❖ AR向B的转变被提前：M的存在促进B转变（图7-12）
原子富集区，称为GP区，呈盘状，只有几
个原子层厚。其晶体结构类型仍与基体α
相同，并与基体保持共格关系，所不同之
处是GP区中铜原子的浓度较高，引起点阵
的严重畸变，阻碍位错运动，因而合金的
强度、硬度提高。
9
固态相变
2）铜原子富集区有序化
随着时效时间的延长，将形成介稳相″,成分接 近于Al2Cu，正方点阵。在GP区的基础上Cu 原子进一步偏聚，GP区进一步扩大，并有序 化，即形成有序的富铜区，称为θ’’ 相。呈盘 状，与母相有一定取向关系。由于θ’’相与基体 仍保持共格关系，因此其周围基体产生弹性畸 变，它比GP区周围的畸变更大，对位错运动 的阻碍进一步增大，因此时效强化作用更大， 为最大强化的阶段。
4）形成稳定θ相
时效后期，过渡相θ′从铝基固溶体中完全脱溶， 形成与基体有明显相界面的独立的稳定相CuAl2， 称为θ相，正方点阵，轴比c/a相对于′又下降。 此时θ相与基体的共格关系完全破坏，共格畸变也 随之消失。并随时效温度的提高或时间的延长，θ 相的质点聚集长大合金的强度、硬度进一步降低。
❖ 4％Cu-Al合金时效的基本过程可以概括为：
23
（4）碳化物的析出，200-700 ℃
24
过饱和固溶体的分解(二)
(2)
θ ′′ 相
随着时效时间的延长， 随着时效时间的延长，将形成介稳相 θ ′′
主要特征：
其厚度为2～ 其厚度为 ～10nm，直径为 ～150nm，成分接近 ，直径为30～ ，成分接近CuAl2，具有正方点阵 ，
a=b=0.404nm（与基体点阵常数一致）, c=0.78nm 。 （与基体点阵常数一致）
θ ′′ 与基体呈
共格状态， 共格状态，并 产生弹性应变， 产生弹性应变， 这种共格应变 是导致合金强 是导致合金强 的重要原因。 化的重要原因。
高， 随着时效时间的延长与温度的升高，将析出介稳相 θ ′。
主要特征：
它同样具有正方点阵， 成分近似CuAl2 ，与基 它同样具有正方点阵，a=b=0.404nm, c=0.58nm,成分近似 成分近似 体半共格，优先在位错处形核。 半共格，优先在位错处形核。
θ ′′
相的加热回溶． 相的加热回溶．
主要用途：
三、沉淀方式
1、连续沉淀：沉淀过程中邻近沉淀物的母相溶质浓度连续变化。 、连续沉淀：沉淀过程中邻近沉淀物的母相溶质浓度连续变化。
主要特点： 主要特点：
当沉淀相的结构及点阵常数与母相相近时，沉淀相与母相可能形成共 当沉淀相的结构及点阵常数与母相相近时，沉淀相与母相可能形成共 半共格界面，并与母相有一定的取向关系，而且多呈现针状 条状， 针状或 格或半共格界面，并与母相有一定的取向关系，而且多呈现针状或条状， 相互按一定的交角分布． 相互按一定的交角分布． 当沉淀相与母相的结构相差较大时，它们之间的界面不共格时， 当沉淀相与母相的结构相差较大时，它们之间的界面不共格时，沉淀 相一般呈等轴状或球状，与母相无取向关系． 相一般呈等轴状或球状，与母相无取向关系． 连续沉淀过程还可能呈局部沉淀，沉淀相沿着晶界，位错及 连续沉淀过程还可能呈局部沉淀，沉淀相沿着晶界，位错及半共格孪 晶界 晶界，滑移带等处择优析出－－－因为需要的过冷度较小 等处择优析出－－－因为需要的过冷度较小． 晶界，滑移带等处择优析出－－－因为需要的过冷度较小．
热处理工程基础第七章过饱和固溶体的脱溶分解
Al-4Cu合金在130℃时效过程中的硬度曲线，图中示出不同析出相的贡献
脱溶过程热力学分析
温度较高，相将首先
转变成；
温度略低，将首先转变
成。(但不形成GP和)，
这 是 图 7-2 中 较 高 温 度 时 效
时，最大硬度较低且没有硬
度平台的原因。
回归P区后，升温到和相区，
综上：回火温度提高， M中过饱和碳不断以碳化物 形式析出，M含碳量不断下 降，含碳量不同的M，含碳 量趋于一致，向平衡状态 过渡。这种经过低温分解 以后的马氏体称为回火马 氏体。
钢回火过程中，M中碳含量的变化
3. 残留奥氏体AR的转变（回火第二阶段，200~300℃）
碳钢及低合金钢中，C≧0.4%时，就有AR存在。回火时AR转变仅对中、 高碳钢有意义，尤其高速钢、高铬钢、镍铬渗碳钢的渗层等高碳高合金钢， AR可达30~40%以上。
（1）高碳M分解：X射线结构分析，测1.4%C的M正方度与 回火温度的关系
≦125℃ 时 ， 相 两 种 正 方 度 ： 未 回 火 的 淬 火 高 碳 M(c/a= 1.062～1.054)，1.4%～1.2%C；低碳M(c/a= 1.012～1.013)， 0.27%～0.29%C，双相分解←碳原子只能近距离扩散。碳原 子富集区析出的碳化物晶核，依靠周围相提供碳原子，长大 成碳化物颗粒，其周围形成低碳区。M继续分解依赖其他高碳 区析` 出新的碳化物颗粒。高碳区越来越少，低碳区越来越多； 当高碳区完全消失时，分解即告结束。
表7-2 1.4%C马氏体回火时点阵常数和含碳量的变化
回火温度 ℃
回火时间
点阵常数（Å）
a
c
正方度 c/a
C%
20
20年 2.846 2.880, 3.02 1.012, 1.061 0.27, 1.4
脱溶过程热力学分析
温度较高，相将首先
转变成；
温度略低，将首先转变
成。(但不形成GP和)，
这 是 图 7-2 中 较 高 温 度 时 效
时，最大硬度较低且没有硬
度平台的原因。
回归P区后，升温到和相区，
综上：回火温度提高， M中过饱和碳不断以碳化物 形式析出，M含碳量不断下 降，含碳量不同的M，含碳 量趋于一致，向平衡状态 过渡。这种经过低温分解 以后的马氏体称为回火马 氏体。
钢回火过程中，M中碳含量的变化
3. 残留奥氏体AR的转变（回火第二阶段，200~300℃）
碳钢及低合金钢中，C≧0.4%时，就有AR存在。回火时AR转变仅对中、 高碳钢有意义，尤其高速钢、高铬钢、镍铬渗碳钢的渗层等高碳高合金钢， AR可达30~40%以上。
（1）高碳M分解：X射线结构分析，测1.4%C的M正方度与 回火温度的关系
≦125℃ 时 ， 相 两 种 正 方 度 ： 未 回 火 的 淬 火 高 碳 M(c/a= 1.062～1.054)，1.4%～1.2%C；低碳M(c/a= 1.012～1.013)， 0.27%～0.29%C，双相分解←碳原子只能近距离扩散。碳原 子富集区析出的碳化物晶核，依靠周围相提供碳原子，长大 成碳化物颗粒，其周围形成低碳区。M继续分解依赖其他高碳 区析` 出新的碳化物颗粒。高碳区越来越少，低碳区越来越多； 当高碳区完全消失时，分解即告结束。
表7-2 1.4%C马氏体回火时点阵常数和含碳量的变化
回火温度 ℃
回火时间
点阵常数（Å）
a
c
正方度 c/a
C%
20
20年 2.846 2.880, 3.02 1.012, 1.061 0.27, 1.4
固溶体精品PPT课件
• 复合钙钛矿型压电陶瓷材料(ABO3型)中，
Pb
Fe
3 1
Nb15
O3
PbZrO3
2
2
是 Fe3 Nb5 2Zr 4 的B位取代。
Na
1
Bi
3 1
TiO3
PbTiO3
2
2
是
1 2
Na
1 2
Bi 3
Pb2
的A位取代。
(4)电负性
电负性相近（XA-XB<±0.4 ），有利于形成固溶体； 电负性相差大（XA-XB>±0.4）倾向生成化合物。
• PbZrO3和PbTiO3的Zr4+(0.072nm)与Ti4+(0.061nm),比值 ：
0.072 0.061 15.28% 15% 高温立方相稳定，所以为连续SS
0.072 • 在石榴子石Ca3Al2(SiO4)3和Ca3Fe2(SiO4)3中，均为孤岛状结构，
Fe3+和Al3+能形成连续置换，因为它们的晶胞比氧化物大八倍，
金属和H、B、C、N等形成的固溶体都是间隙式固 溶体。
2. 按溶质原子在溶剂晶体中的溶解度分类 ： a．连续固溶体（无限固溶体、完全互溶固溶体） ： 溶质和溶剂可按任意比例互溶。钠、钙长石，MgOCoO ，PbZrO3-PbTiO3 。 b．有限固溶体（不连续固溶体、部分互溶固溶体） ： 溶质在固溶体中的溶解度是有限的。MgO-Al2O3， MgO-CaO。对于有限型固溶体，溶质在有限范围内溶 解度随温度升高而增加。
构。
现代材料研究常用生成固溶体的方法来提 高和改善材料性能，例如： • A转l2变O为3晶有体激中光溶性入能0.的5~红2W宝t%石的；Cr3+后，由刚玉 • P广b泛TiO应3用和于Pb电Zr子O3、固无溶损生检成测锆、钛医酸疗铅等压技电术陶领瓷域，。
10.2过饱和固溶体的脱溶分析
➢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
和 ：可以由GP区演化而成，
也可以直接从固溶体中析出
：过去叫G P （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
二、调幅分解的热力学
1、Cahn连续性模型基本特点（假设）
① 溶质原子的涨落（成分起伏）呈余弦或正弦分布
C C0 Acos 2 x
②溶质原子聚集区与母相没有清晰界面 ③由连续涨落产生浓度梯度 C 的变化
x
2、非均匀固溶体的自由能（立方晶体、各向同性介质）
G g(c) k(c)2 dV V
➢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)
②合金从单相区进入双向区
3、类型： 脱溶
连续脱溶 不连续脱溶
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
和 ：可以由GP区演化而成，
也可以直接从固溶体中析出
：过去叫G P （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
二、调幅分解的热力学
1、Cahn连续性模型基本特点（假设）
① 溶质原子的涨落（成分起伏）呈余弦或正弦分布
C C0 Acos 2 x
②溶质原子聚集区与母相没有清晰界面 ③由连续涨落产生浓度梯度 C 的变化
x
2、非均匀固溶体的自由能（立方晶体、各向同性介质）
G g(c) k(c)2 dV V
➢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)
②合金从单相区进入双向区
3、类型： 脱溶
连续脱溶 不连续脱溶
无机材料科学基础第五章 固溶体PPT课件
金属和金属形成的固溶体都是置换式的。如， Cu-Zn系中的α和η固溶体都是置换式固溶体。
在金属氧化物中，主要发生在金属离子位 置 上 的 置 换 ， 如 ： MgO-CaO ， MgO-CoO ， PbZrO3-PbTiO3，Al2O3-Cr2O3等。
C3S的固溶体C54S16MA2.相当于18个Si中有两个被置换。
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18
实例
在面心立方结构中，例如MgO中，氧八面体间 隙都已被Mg离子占满，只有氧四面体间隙是空的。 在TiO2中，有二分之一的八面体空隙是空的。在萤 石结构中，氟离子作简单立方排列，而正离子Ca2+ 只占据了有立方体空隙的一半，在晶胞中有一个较 大的间隙位置。在沸石之类的具有网状结构的硅酸 盐结构中，间隙就更大，具有隧道型空隙。 因此， 对于同样的外来杂质原子，可以预料形成填隙式固 溶体的可能性或固溶度大小的顺序将是沸石>萤石 >TiO2>MgO。实验证明是符合的。
SrO、BaO，使他们形成正硅酸盐。或
添加B2O3、P2O5、Cr2O3为稳定剂，使他 们形成[BO4]、[PO4]、[CrO4]置换[SiO4] 而形成固溶体。
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9
2、晶体结构类型的影响
若溶质与溶剂晶体结构类型相同，能形成连 续固溶体，这也是形成连续固溶体的必要条件，而 不是充分必要条件。
二、置换型固溶体
三、间隙型固溶体
四、形成固溶体后对晶体性质的影响
五、固溶体的研究方法
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1
第一节 固溶体的分类
一、根据外来组元在主晶相中所处位置 ，可分 为置换固溶体和间隙固溶体。
二、按外来组元在主晶相中的固溶度，可分为 连续型(无限型)固溶体和有限型固溶体。
在金属氧化物中，主要发生在金属离子位 置 上 的 置 换 ， 如 ： MgO-CaO ， MgO-CoO ， PbZrO3-PbTiO3，Al2O3-Cr2O3等。
C3S的固溶体C54S16MA2.相当于18个Si中有两个被置换。
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实例
在面心立方结构中，例如MgO中，氧八面体间 隙都已被Mg离子占满，只有氧四面体间隙是空的。 在TiO2中，有二分之一的八面体空隙是空的。在萤 石结构中，氟离子作简单立方排列，而正离子Ca2+ 只占据了有立方体空隙的一半，在晶胞中有一个较 大的间隙位置。在沸石之类的具有网状结构的硅酸 盐结构中，间隙就更大，具有隧道型空隙。 因此， 对于同样的外来杂质原子，可以预料形成填隙式固 溶体的可能性或固溶度大小的顺序将是沸石>萤石 >TiO2>MgO。实验证明是符合的。
SrO、BaO，使他们形成正硅酸盐。或
添加B2O3、P2O5、Cr2O3为稳定剂，使他 们形成[BO4]、[PO4]、[CrO4]置换[SiO4] 而形成固溶体。
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2、晶体结构类型的影响
若溶质与溶剂晶体结构类型相同，能形成连 续固溶体，这也是形成连续固溶体的必要条件，而 不是充分必要条件。
二、置换型固溶体
三、间隙型固溶体
四、形成固溶体后对晶体性质的影响
五、固溶体的研究方法
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第一节 固溶体的分类
一、根据外来组元在主晶相中所处位置 ，可分 为置换固溶体和间隙固溶体。
二、按外来组元在主晶相中的固溶度，可分为 连续型(无限型)固溶体和有限型固溶体。
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② 有一定的成分范围 solid solubility； ③ 具有比较明显的金属性质。
结合键主要是金属键-
4
固溶体形成的热力学分析
由 G＝H－T S关系式讨论可知： (1) 溶质原子溶入溶剂晶格内，使
H大大提高——不能生成固溶体。
-
5
G＝H－T S
(2) 溶质原子溶入溶剂晶格内——大大 地降低H ，系统趋向于形成一个有序的
-
54
置换型、填隙型固溶体的判别过程
①、确定固溶体的点阵类型和点阵常数，
由此推出一个晶胞内的原子数n 和晶胞体积V；
利用X射线衍射 或电子衍射
-
55
②、根据该固溶体的平均原子量A及阿弗伽德
罗常数NA即可算出固溶体的理论密度ρc 。
ρc Ν Α VNA
-
56
③、通过实验直接测出该固溶体的实际密度 ρe ④、比较 ρc和 ρe
②阴离子进入间隙
C2 a K C C C lK • lC a li C Cll
-
38
低价置换高价
③阴离子出现空位
C a Z 2 rO O C a Z r V O • • O O
④ 阳离子进入间隙
C Z a 2 rC O O a Z r C i • • 2 a O O
-
39
①阳离子出现空位 ②阴离子进入间隙 ③阴离子出现空位 ④ 阳离子进入间隙
由溶质原子代替一部分溶剂原子而占据着
溶剂晶格某些结点位置所组成。
-
11
(2) 按溶质原子在溶剂晶体中的溶解度分类
①连续型固溶体 ②有限型固溶体。
特点：对于有限型固溶体，溶质在有限范围内
溶解度随温度升高而增加。
-
12
结合键主要是金属键-
4
固溶体形成的热力学分析
由 G＝H－T S关系式讨论可知： (1) 溶质原子溶入溶剂晶格内，使
H大大提高——不能生成固溶体。
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G＝H－T S
(2) 溶质原子溶入溶剂晶格内——大大 地降低H ，系统趋向于形成一个有序的
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置换型、填隙型固溶体的判别过程
①、确定固溶体的点阵类型和点阵常数，
由此推出一个晶胞内的原子数n 和晶胞体积V；
利用X射线衍射 或电子衍射
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②、根据该固溶体的平均原子量A及阿弗伽德
罗常数NA即可算出固溶体的理论密度ρc 。
ρc Ν Α VNA
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③、通过实验直接测出该固溶体的实际密度 ρe ④、比较 ρc和 ρe
②阴离子进入间隙
C2 a K C C C lK • lC a li C Cll
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低价置换高价
③阴离子出现空位
C a Z 2 rO O C a Z r V O • • O O
④ 阳离子进入间隙
C Z a 2 rC O O a Z r C i • • 2 a O O
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①阳离子出现空位 ②阴离子进入间隙 ③阴离子出现空位 ④ 阳离子进入间隙
由溶质原子代替一部分溶剂原子而占据着
溶剂晶格某些结点位置所组成。
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(2) 按溶质原子在溶剂晶体中的溶解度分类
①连续型固溶体 ②有限型固溶体。
特点：对于有限型固溶体，溶质在有限范围内
溶解度随温度升高而增加。
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过饱和固溶体的脱溶沉淀
回火第四阶段（350 ℃以上）
21
（1）25-100℃ M中碳原子的重新分布
❖ Wc<0.2%， 碳原子偏聚于位错附近→柯垂尔气团
❖ Wc>0.2%， 碳原子扩散至孪晶面上→弘津气团
（2）80-250 ℃ M分解
①高碳M的分解
❖ T<125 ℃，双相分解
含C量、正方度不同
❖ T>125 ℃，单相分解
第七章 过饱和固 溶体的脱溶分解
1
❖ 1. 重要概念 ❖ 2.铝合金在时效过程中组织和性能的变化 ❖ 3.钢的回火转变 ❖ 4.调幅分解
2
1.重要概念
❖ 脱溶分解：
从过饱和固溶体中析出第二相（沉淀相）或形成溶质原子聚 集区以及亚稳定过渡相的过程。
❖ 固溶处理：
❖ 将合金加热到固溶线以上一定温度保温足够时间，获得均匀 的单相固溶体，快冷至室温得到过饱和固溶体的过程。
一定温度加热，硬度随时效时间变化， 先升后降。
时效温度越高，到达硬度最大值时间越 短，硬度最大值越低。
5
6
❖ 产生原因：第二相析出——硬度提高 ❖ 第二相尺寸过大：过时效
7
2.2 Al-Cu合金的时效过程
Al-Cu合金 室温平衡组织为：＋（Al2Cu） ＋的实际过程要经过形成三个中间 相来完成，在较低的温度下时效的脱溶沉 淀顺序为：
过饱和固溶体→形成铜原子富集区(GP区)→
铜原子富集区有序化形成θ''相→形成过渡相θ‘→析 出稳定相θ(CuAl2)+平衡的α固溶体。 ❖ 合金系不同，形成的GP区、过渡相以及最后析出 的稳定相各不相同，时效强化效果也不一样。
时效过程中，最大强化效果是在″析出阶 段，当′大量形成时，硬度开始下降，称 为过时效。
21
（1）25-100℃ M中碳原子的重新分布
❖ Wc<0.2%， 碳原子偏聚于位错附近→柯垂尔气团
❖ Wc>0.2%， 碳原子扩散至孪晶面上→弘津气团
（2）80-250 ℃ M分解
①高碳M的分解
❖ T<125 ℃，双相分解
含C量、正方度不同
❖ T>125 ℃，单相分解
第七章 过饱和固 溶体的脱溶分解
1
❖ 1. 重要概念 ❖ 2.铝合金在时效过程中组织和性能的变化 ❖ 3.钢的回火转变 ❖ 4.调幅分解
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1.重要概念
❖ 脱溶分解：
从过饱和固溶体中析出第二相（沉淀相）或形成溶质原子聚 集区以及亚稳定过渡相的过程。
❖ 固溶处理：
❖ 将合金加热到固溶线以上一定温度保温足够时间，获得均匀 的单相固溶体，快冷至室温得到过饱和固溶体的过程。
一定温度加热，硬度随时效时间变化， 先升后降。
时效温度越高，到达硬度最大值时间越 短，硬度最大值越低。
5
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❖ 产生原因：第二相析出——硬度提高 ❖ 第二相尺寸过大：过时效
7
2.2 Al-Cu合金的时效过程
Al-Cu合金 室温平衡组织为：＋（Al2Cu） ＋的实际过程要经过形成三个中间 相来完成，在较低的温度下时效的脱溶沉 淀顺序为：
过饱和固溶体→形成铜原子富集区(GP区)→
铜原子富集区有序化形成θ''相→形成过渡相θ‘→析 出稳定相θ(CuAl2)+平衡的α固溶体。 ❖ 合金系不同，形成的GP区、过渡相以及最后析出 的稳定相各不相同，时效强化效果也不一样。
时效过程中，最大强化效果是在″析出阶 段，当′大量形成时，硬度开始下降，称 为过时效。