过饱和固溶体的分解
过饱和固溶体的分解
《材料科学基础》第八章第三节
固态相变
概述
过饱和固溶体、溶解度 固溶处理 时效：过饱和固溶体在室温或较高温度保留 一段时间，有第二相从基体中析出的过程。
一、脱溶沉淀过程
脱溶沉淀过程受溶质扩散控制，在沉淀过程 中可能形成一系列介稳定相（过渡相）。
固态相变
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：
a0 a1 GP区 a2 a3 ' a4
"
固态相变
(1)GP区 GP区是溶质原子(Cu)偏聚区，在{100}面上偏 聚。此区内晶体结构与基体相同并与基体共 格，无明显界面。 GP区是1938年Guinier和Preston各自独立用X 射线衍射发现的，故称GP区。
固态相变
2.调幅结构与材料性能
在许多合金（如Al基、Ni基、Cu基和Fe基合 金等）和玻璃系观察到了调幅分解。 将硬磁合金放在磁场中进行调幅分解处理， 可获得方向性较强的调幅结构，使合金的硬磁 性能提高。
固态相变
固态相变
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。多呈针状或条状，相互按一定交角分布。
2.不连续沉淀
从过饱和固溶体中同时形成饱和的固溶体 与相,两相耦合生长。饱和的相和母相之 间溶质浓度不连续。不连续沉淀物通常在 界面形核。
固态相变
三、沉淀强化机制
通过热处理实现的强化，称为沉淀强化、析出 硬化或时效硬化;通过粉末烧结实现的强化， 称为弥散强化、颗粒强化。本质上都是由于分 散性颗粒与位错交互作制
固态相变
四、调幅分解
分解时无形核阶段，是通过自发的成分涨落， 通过上坡扩散是溶质成分的波幅不断增加， 分解成结构均与母相相同，但成分不同的两 种固溶体。
固态相变
1. 热力学条件 非稳态区内，任何微量的成分起伏都 会使系统的自由焓下降，意味着位于失稳分 解线以内（非稳态区）的固溶体发生分解不 存在热力学势垒，无需形核便会以调幅分解 的方式使成分波幅不断增大。 位于失稳分界线之外（介稳态区）的 固溶体，成分的微量起伏都会引起系统自由 焓的上升，因而不能发生调幅分解。
(2) ″相
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。 ″可能是GP区 溶解再析出形成，亦可由GP区转化。呈盘状， 与母相有一定取向关系。这种盘状共格沉淀 物在基体内产生较大弹性应变，可使合金明 显强化。
固态相变
(3)′相
随着时效温度的升高和时间的延长，将析出 介稳相′。成分近似Al2Cu，正方点阵,但轴 比c/a相对于 ″下降， 与基体的界面为半共 ， 格关系。
(4)相
经更高温度或更长时间的时效,将析出平衡相 , 成分为Al2Cu，正方点阵，轴比c/a相对于 ′又下降。与基体非共格，界面能较高。
固态相变
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。 回归现象： 时效强化后的Al－Cu合金，加热到稍高温 度，短时保温再迅速冷却，时效硬化效果 基本消失，硬度和塑性基本恢复到固溶处 理状态，称为回归。实质是GP区和″的 加热回溶。
北科大材料考研试题
（3）脱溶分解对性能的影响 脱溶分解对材料的力学性能有很大的影响，其 作用决定于脱溶相地形态、大小、数量和分布 等因素。 一般来说，均匀脱溶对性能有利，能起到明显 地强化作用，称为“时效强化”或“沉淀强 化”； 而局部脱溶，尤其是沿着晶界析出（包括不连 续脱溶导致的胞状析出），往往对性能有害， 使材料塑性下降，呈现脆化，强度也因此下降。
①成分不变协同型长大②成分不变非协同型长大 ③成分改变协同型长大 ④成分改变非协同型长大 成分不变的相变无需溶质原子扩散，晶核长大速 度仅与界面点阵重构过程有关。协同型长大原子 调整位置的过程通常可以在很短的时间内完成， 所以晶核长大速度很快；而成分不变的非协同型 长大速度则受控于界面原子调整位置的速度，即 受界面过程所控制。
（3）、屈氏体(T): 片间距约小于200nm，形成于 600 ～ 500℃温度范围内。在光学显微镜下已很难 分辨出铁素体和渗碳体片层状组织形态。电镜观 察。 注意：珠光体、索氏体、屈氏体之间无本质区别， 都是铁素体和渗碳体片层相间组织，其形成温度 也无严格界线，只是其片层厚薄和片间距不同。
（1）共格界面 如果界面上的原子同时属于两相，即两相晶格 在界面上彼此完全衔接，界面上的原子为两相 共有，便可形成共格界面。存在一定的弹性应 力场，其大小取决于相邻两相界面，原子间距 a a 的相对差值δ＝ a 。 δ越大，弹性应变能 越大。共格界面的界面能很低。 （2）半共格界面 δ 增大，为了维持界面上的原子为两相所共有， 须由一系列调配位错进行调节，形成半共格界 面。半共格界面的界面能和弹性应变能介于共 格界面和非共格界面之间。
（3）非共格界面 当δ很大时，界面处两相原子根本无法匹配，形 成非共格界面。这种界面由不规则的原子构成， 厚度约3－4个原子层，性质与大角度晶界相似， 界面能较高而弹性应变能很小。 2界面能 固－固两相界面能比液－固两相界面能高。 一部分是形成新相界面时，因化学键变化引起 的化学能，另一部分时由界面原子的不匹配产 生的点阵畸变能。 界面能：共格界面＜ 半共格界面＜ 非共格界面
专业课名词解释
晶粒：一般固态金属均由很多结晶颗粒所组成，这些结晶颗粒称为晶粒。
伪等向性：由于多晶体中的晶粒位向是任意的，晶粒的各向异性被互相抵消，因此在一般情况下整个晶体不显示各向异性，称之为伪等向性。
多晶型转变：当外部条件改变时，金属内部由一种晶体结构向另一种晶体结构的转变称为多晶型转变，出称为同素异构转变。
能量起伏：对一个原子来说，这一瞬间能量可能高些，另一个瞬间能量可能低些，这种现象叫能量起伏。
空位：在某一温度下的某一瞬间，总有一些原子具有足够高的能量，以克服周围原子对它的约束，脱离开原来的平衡位置迁移到别处，于是在原位置上出现了空结点，这就是空位。
晶格畸变：缺陷的出现破坏了原子间的平衡状态，使晶格发生扭曲，称为晶格畸变。
位错：这是晶体中某处有一列或若干原子发生了有规律的错排现象，使长度达几百至几千个原子间距、宽约几个原子间距范围内的原子离开其平衡位置，发生了有规律的错动。
柏氏常量：这不但可以表示位错的性质，而且还可能表示晶格畸变的大小和方向，从而使人们在研究位错时能够摆脱位错区域内原子排列具体细节的约束，这就是所谓的柏氏常量。
位错密度：通常把部位体积中所包含的位错线的总长度称为位错密度。
表面能：将这种单位面积上升高的能量称为比表面能，简称表面能。
晶界：晶体结构相同但位向不同的晶粒之间的界面称为晶粒间界，或简称晶界。
层错能：通常把产生单位面积层错所而需要的能量称为层错能。
相界：具有不同晶体结构的两相之间的分界面称为相界。
内吸附：由于晶界能的存在，当金属中存在有能降低晶界能的异类原子时，这些原子就将向晶界偏聚，这种现象称为内吸附。
反内吸附：凡是能提高晶界能的原子，将会在晶粒内部偏聚，这种现象叫反内吸附。
过冷度：理论结晶温度与实际结晶温度之差，称为过冷度。
相变潜热:1mol物质从一个相转变为另一个相时，伴随着放出或吸收的热量称为相变潜热。
熵：表征系统中原子排列混乱程度的参数。
短程有序：在液体中的微波范围内，存在着紧密接触规则排列的原子集团，称为短程有序。
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．
金属学名词解释三
同分结晶：纯金属结晶时所结晶出的晶体与母相的化学成分完全一样，称之为同分结晶。
平衡分配系数k。：在一定温度下，固液两平衡相中的溶质浓度之比值。（k。=c固/c液）（反映了溶质组元重新分配的强弱程度）
无限固溶体：溶质能以任意比例溶入溶剂，固溶体的溶解度可达100%，这种固溶体就称为无限固溶体。
无序固溶体：溶质原子统计地或随机地分布于溶剂晶格中，他或占据着与溶剂原子等同的一些位置，或占据着溶剂原子间的间隙，看不出有什么次序性或规律性。这种固溶体叫做无序固溶体。
有序固溶体：当溶质原子按适当比例并按一定顺序和一定方向，围绕着溶剂原子分布时，这种固溶体叫有序固溶体。
共晶转变：合金系中某一定化学成分的合金在一定温度下，同时由液相中结晶出两种不同成分和不同晶体结构的固相的过程称为共晶转变。
脱溶过程：由固溶体中析出另一个固相的过程。也即过饱和固溶体的分解过程，称之为二次结晶。二次结晶析出的相称之为二次相（不易长大且较小）。
组织组成物：由于形成条件不同，合金中各相构成的晶粒将以不同的数量、形状、大小和分布等相组合，并在显微镜下可区分的部分，称为组织组成物。
有序化：当有序固溶体加热至某一临界温度时，将转变为无序固溶体，而在缓慢冷却至这一温度时，又可转变为有序固溶体。这一转变过程称为有序化。发生有序化的临界温度称为固溶体的有序化温度。
固溶强化：在固溶体中，随着溶质浓度的增加，固溶体的强度，硬度提高，而塑性，韧性有所下降，这种现象称为固溶强化。
间隙相：非金属元素与金属元素原子半径的比值小于0.59（Rx/Rm<0.59）形成简单结构的化合物，称为间隙相。
材料科学基础过饱和固溶体的分解
2.不连续沉淀
从过饱和固溶体中同时形成饱和的固溶体 与相,两相耦合生长。饱和的相和母相之 间溶质浓度不连续。不连续沉淀物通常在 界面形核。
固态相变
三、沉淀强化机制
通过热处理实现的强化，称为沉淀强化、析出 硬化或时效硬化;通过粉末烧结实现的强化， 称为弥散强化、颗粒强化。本质上都是由于分 散性颗粒与位错交互作用而产生的强化。
位于失稳分界线之外（介稳态区）的 固溶体，成分的微量起伏都会引起系统自由 焓的上升，因而不能发生调幅分解。
固态相变
2.调幅结构与材料性能
在许多合金（如Al基、Ni基、Cu基和Fe基 合金等）和玻璃系观察到了调幅分解。
将硬磁合金放在磁场中进行调幅分解处理， 可获得方向性较强的调幅结构，使合金的硬磁 性能提高。
机制： 1.切过机制 2.绕过机制
固态相变
四、调幅分解
分解时无形核阶段，是通过自发的成分涨落， 通过上坡扩散是溶质成分的波幅不断增加， 分解成结构均与母相相同，但成分不同的两 种固溶体。
固态相变
1. 热力学条件
非稳态区内，任何微量的成分起伏都 会使系统的自由焓下降，意味着位于失稳分 解线以内（非稳态区）的固溶体发生分解不 存在热力学势垒，无需形核便会以调幅分解 的方式使成分波幅不断增大。
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。
回归现象： 时效强化后的Al－Cu合金，加热到稍高温 度，短时保温再迅速冷却，时效硬化效果 基本消失，硬度和塑性基本恢复到固溶处 理状态，称为回归。实质是GP区和″的加 热回溶。
固态相变
二、沉淀方式
1.连续沉淀
9-2扩散型相变
对于成分在极小值与拐点之间的合金C 0’，如右图所示：由于G ”(C 0’)>0,自由能-成分曲线上凹，所以一旦出现成分起伏，体系自由能将由分解前的G(C 0’)升高到G 1。
但如果能分解成为成分为C a 的α1和成分为C b 的α2两相，系统自由能G2低于分解前的自由能G(C 0’)。
此时要靠形核方式分解，但是形核要满足成分条件和形核功。
所以过饱和固溶体的分解可以分为调幅分解和形核长大两种方式。
调幅分解时新相和旧相的成分连续变化，母相中溶质原在α中的溶解度如图所示。
A、脱溶系列（如Al-Cu合金）右图为几种不同成分的Al-Cu合金在130℃的时效硬化曲线。
由图可知：（ A ）随着Cu%的↗，时效硬化效果越明显，（ B ）硬度的峰值总是与θ”+θ’并存的组织相对应，一旦θ”消失，硬度将明显下降。
rβ2β扩散一旦发生，亚平衡I被打破，如右图b所示：(2)过饱和固溶体的脱溶③不连续脱溶过饱和固溶体的不连续脱溶也叫两相式脱溶，或者胞状式脱溶。
通常在母相晶界上形核，然后呈胞状向某一相邻晶粒内生长（与珠光体相类似）。
脱溶胞状物与母相有明显界面。
如图所示：不连续沉淀脱溶反应可以写成α’(C 0)→α(C α’)+β(C β) ，其中α’相是成分为C 0的过饱和固溶体；β是的晶体结构和成分都不同于α’的平衡析出相。
胞状脱溶物中的α与母相α’成分不同，但结构相同。
片状共析组织棒状共析组织共析转变指由单一的固态母相分解为两个结构和成分不同的新相的过程。
共析转变的反应式 ：γ→α+β共析转变包括形核与长大两个过程。
但是由于共析转变在固态下进行，原子扩散速度缓慢，所以共析转变的形核与长大如图所示：(3)共析转变①共析转变的形核与长大共析体形核之后，靠原子的短程扩散，导致两相耦合。
原子的扩散主要沿着新旧两相的界面进行。
如右图所示：。
材料科学基础第8章固态相变
第二节 固态相变的形核与长大
二 非均匀形核（能量条件） 2 非均匀形核的能力变化 △ G＝-V△Gv+S+ V-△GD △GD－晶体缺陷导致系统降低的能量。
第三节 固态相变的晶核长大
三 常见固态相变类型 相变名称
同素异构转变 多型性转变 脱溶转变 共析转变 包析转变 马氏体转变 贝氏体转变 调幅分解 有序化转变
相变特征
同一种元素通过形核与长大发生晶体结构的变化 合金中晶体结构的变化 过饱和固溶体脱溶分解出亚稳定或稳定的第二相 一个固相转变为两个结构不同的固相 两个不同结构的固相转变为一个新的固相，组织中一般 有某相残余 新旧相之间成分不变、切变进行、有严格位向关系、有 浮凸效应 兼具马氏体和扩散转变的特点，借助铁的切变和碳的扩 散进行 非形核转变，固溶体分解成结构相同但成分不同的两相 合金元素原子从无规则排列到有规则排列，担结构不变。
3.惯习现象
* 新相沿特定的晶向在母相特定晶面上形成。
惯习方向 （母相） 惯习面
原因：沿应变能最小的方向和界面能最低的界 面发展。
4 母相晶体缺陷促进相变
缺陷类型
点… 线… 晶格畸变、自由能高，促进形核及相变。 面…
5 易出现过渡相
* 固态相变阻力大，直接转变困难 协调性中间产物（过渡相） ＋Fe3C +(3Fe+C) 例 M +Fe3C
第二节 固态相变的形核与长大
三 晶核的长大
（3）相变动力学 f第三节 过饱和固溶体的分解
一 脱溶（时效）转变
1 概念：脱溶转变 2 脱溶转变过程 相的名称－形貌－尺寸－结构－点阵常数－共格关系 －强化作用 3 脱溶动力学
《材料科学基础》名词解释复试资料
《材料科学基础》名词解释复试资料1、晶体原子按一定方式在三维空间内周期性地规则重复排列，有固定熔点、各向异性。
2、中间相两组元A和B组成合金时，除了形成以A为基或以B为基的固溶体外，还可能形成晶体结构与A，B两组元均不相同的新相。
由于它们在二元相图上的位置总是位于中间，故通常把这些相称为中间相。
3、亚稳相亚稳相指的是热力学上不能稳定存在，但在快速冷却成加热过程中，由于热力学能垒或动力学的因素造成其未能转变为稳定相而暂时稳定存在的一种相。
4、配位数晶体结构中任一原子周围最近邻且等距离的原子数。
5、再结晶冷变形后的金属加热到一定温度之后，在原变形组织中重新产生了无畸变的新晶粒，而性能也发生了明显的变化并恢复到变形前的状态，这个过程称为再结晶。
（指出现无畸变的等轴新晶粒逐步取代变形晶粒的过程）6、伪共晶非平衡凝固条件下，某些亚共晶或过共晶成分的合金也能得到全部的共晶组织，这种由非共晶成分的合金得到的共晶组织称为伪共晶。
7、交滑移当某一螺型位错在原滑移面上运动受阻时，有可能从原滑移面转移到与之相交的另一滑移面上去继续滑移，这一过程称为交滑移。
8、过时效铝合金经固溶处理后，在加热保温过程中将先后析出GP 区，θ”，θ’，和θ。
在开始保温阶段，随保温时间延长，硬度强度上升，当保温时间过长，将析出θ’，这时材料的硬度强度将下降，这种现象称为过时效。
9、形变强化金属经冷塑性变形后，其强度和硬度上升，塑性和韧性下降，这种现象称为形变强化。
10、固溶强化由于合金元素（杂质）的加入，导致的以金属为基体的合金的强度得到加强的现象。
11、弥散强化许多材料由两相或多相构成，如果其中一相为细小的颗粒并弥散分布在材料内，则这种材料的强度往往会增加，称为弥散强化。
12、不全位错柏氏矢量不等于点阵矢量整数倍的位错称为不全位错。
13、扩展位错通常指一个全位错分解为两个不全位错，中间夹着一个堆垛层错的整个位错形态。
14、螺型位错位错线附近的原子按螺旋形排列的位错称为螺型位错。
铝合金时效工艺
一、时效方法铝合金和钢铁不同，淬火以后的变形铝合金不能立即强化。
它得到的是一种过饱和固溶体组织。
这种过饱和固溶体不稳定，它有自发分解的趋势。
在一定的温度下，保持一定的时间，过饱和固溶体发生分解(称为脱溶)，引起铝合金强度和硬度大幅度提高，这种热处理过程称之为时效。
在室温下自然停放一定的时间，铝合金强度及硬度提高的方法称为自然时效。
入为的将铝合金制品在高于室温下的某一温度，保温一定的时间，以提高铝合金强度及硬度的方法称入工时效。
对于Al-Mg-Si系的6063合金而言，自然时效进行得非常缓慢，在室温下停留半个月，甚至更长的时间，也达不到最佳的强化效果，比入工时效的强化效果要差30%～50%，所以一般都采用入工时效。
含有主要强化相Mg2Si、MgZn和Al2Mg3Zn3的合金、都只有进行入工时效才能获得最高的强度。
含有主要强化相CuAl2和S(A12CuMg) 等相的合金，采用自然时效和入工时效两种方法都可以。
如2A11和2A12合金采用自然时效和入工时效都可以获得最佳强化效果。
究竟采用哪种时效方法，这需要根据合金的本性和用途来决定。
一般在高温下工作的变形铝合金多采用入工时效，而在室温下工作的变形铝合金宜采用自然时效。
二、时效强化机理铝合金的时效强化理论，有很多种说法。
如弥散硬化理论、滑移干扰理论、溶质原子富集成强化或硬化区理论等。
目前普遍认为时效强化或硬化是原子富集形成强化区的结果。
经科学实验证实，用X射线方法对铝合金过饱和固溶体分解动力学研究和通过电子显微镜对薄膜透射观察，看到中间过渡析出阶段(硬化区)的数量、大小、形状和分布特点，描绘了硬化区的形象，揭示了铝合金时效硬化现象的实质。
但时效硬化是一个非常复杂的问题，与合金的成分、时效工艺、生产过程中的加工状态都有关系，目前对时效的认识还不十分彻底。
下面仅介绍硬化区理论。
铝合金在淬火加热、快速冷却时，形成过饱和固液体。
过饱和固溶体有从不稳定状态向稳定平衡状态转变的趋势。
调幅分解
图(b)为固溶体由T1冷却至T2温 度时的自由能-成分曲线，其中两 个凹点为结构相同成分不同的两 个相的成分点和对应的自由能
S1和S2是曲线的拐点，是曲线 走向的分界点。在拐点处，
2G 0 2 x
热力学条件
图(a)中虚线为不同温度的拐点连 线（RKV），在拐点线上
调幅分解
李文亚 郭德超 潘磊 康旭 张天峰 顾成轩 叶帮枫
什么是调幅分解？
调幅分解（Spinodal Decomposition）
调幅分解（也称增幅分解）是指过饱和固溶体 在一定温度下分解成结构相同、成分不同两个 相的过程。 连续型相变，晶体结构不变，α→α1+ α2 无核相变，没有形核位垒
热力学条件
d 2G ~ D MD 2 dx
扩散阻力
调幅分解阻力： 1. 梯度能 浓度梯度会明显改变在原子作用距离内同类和异类原子的数目，从而 影响原子间的化学键，使化学位升高，这部分能量称为梯度能。当成分 富集区和贫瘠区尺寸之和(即扩散距离)很小时（小于20nm），梯度能的 影响才比较明显。当扩散距离为100nm以上时，梯度能可以忽略。 2. 应变能 成分起伏会引起固溶体点阵常数α 的变化，但为了保持成分微区之间 的共格结合，会产生应变使化学位变化。这部分不能忽略的能量，称为 应变(畸变)能。 调幅分解发生条件： 1. 起始成分在两个化学点之间 2. 每个原子应具有足够的相变驱动力△G ，以克服所增加的阻力
用二阶泰勒级数展开，可得：
热力学条件
式中（△x）2恒大于0，所以当
2G / x 2 0
时，
△G<0， 过饱和α 固溶体中任何微量的成 分起伏（△x）都会使α 分解为富 A和富B的两相，引起体积自由能 的下降。