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原理第3章 合金的脱溶沉淀与时效

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原理第3章合金的脱溶沉淀与时效ppt课件

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几种时效硬化型合金的析出系列
析出系列 G.P.区(球)′(片) G.P.区(盘)″(盘) ′ G.P.区(球)M′(片)
G.P.区(杆)′ G.P.区(杆 、 球)s′
G.P.区(盘) G.P.区(球)
″(盘) ′(立方体)
平衡析出相 (Ag2Al) (CuAl2) M(MgZn2) (Mg2Si) s(Al2CuMg) (CuBe)
经营者提供商品或者服务有欺诈行为 的，应 当按照 消费者 的要求 增加赔 偿其受 到的损 失，增 加赔偿 的金额 为消费 者购买 商品的 价款或 接受服 务的费 用
第七章 合金的脱溶沉淀与时效
定义：从过饱和固溶体中析出第二相（沉淀相）、形成溶质原子聚集区以及亚 稳定过渡相的过程称为脱溶或沉淀，是一种扩散型相变。 条件：合金在平衡状态图上有固溶度的变化，并且固溶度随温度降低而减少 。 固溶处理：将双相组织（+）加热到固溶度线以上某一 温度（如 T1）保温 足够时间，获得均匀的单相固溶体相的处理工艺。 时效：合金在脱溶过程中，其机械性能、物理性能和化学性能等均随之发生变 化，这种现象称为时效。
″相与基体相仍保持完全共格关系。″相仍为薄片状，片的厚度约 0.8～2nm，直径约 14～15nm。
随着″相的长大，在其周围基体中产生的应力和应变也不断地增大。 ″相具有正方点阵，点阵常数为：
a＝b＝4.04Å，与母相相同 c＝7.8 Å ，较相的两倍(8.08 Å)略小
经营者提供商品或者服务有欺诈行为 的，应 当按照 消费者 的要求 增加赔 偿其受 到的损 失，增 加赔偿 的金额 为消费 者购买 商品的 价款或 接受服 务的费 用
遭到破坏，″相转变为新的过渡相′相。 ′相也具有正方点阵，点阵常数为 ： a＝b＝4.04 Å c＝5.8 Å。 ′相的成分与 CuAl2相当。 ′相的点阵虽然与基体相不同，但彼此之

合金的脱溶沉淀与时效

合金的脱溶沉淀与时效

脱溶过程和脱溶物的结构
从上图可以看出，形成G.P.区进的相变驱动力最小，而析出平衡
相时的相变驱动力最大。尽管形成θ 相时相变驱动力最大，但由 于θ 相与基体非共格，形核和长大时的界面能较大，所以不易长 大。 脱溶动力学及影响因素
时效温度越高，固溶体的
过饱和度就越小，脱溶过 程的阶段也就越少；而在 同一时效温度下合金的溶 质原子浓度越低，其固溶 体过饱和度就越小，则脱 溶过程阶段也越少。
力场，还由于切过之后增加
的表面能。
脱溶时效时的性能变化
绕过析出相强化
按此方式向前移动进所需的 切应力τ 为
过时效的本质是什么？ 回归现象：时效型合金在时效强化后，于平衡相或过渡相的固 溶度曲线以下某一温度加热，时效感化现象会立即消除，硬度 恢复到固溶处理状态。
脱溶时效时的性能变化
回归现象的实质：通过时效形成的G.P.区在加热到稍高于G.P.
合金的调幅分解
合金的调幅分解
合金的调幅分解
以
合金的调幅分解
以
脱溶过程和脱溶物的结构
2、过渡相的形成及其结构
θ ”的形成与结构 G.P.区形成以后，当时效时间延长或时效温度提高时，将形成 过渡相。（两种方式：原位形核和独立形核） θ ”相与基体完全共格，仍为薄片状，随着长大，周围基体的应
力和应变也增大。
在铝铜合金中，随着时效过 程的进展，片状θ ”相周围 的共格关 系部分遭到破坏， 转变为新的过渡相θ ’相。
脱溶过程和脱溶物的结构
影响因素：
晶体缺陷的影响；（空位、位错、层错） 合金成分的影响；（合金的熔点、浓度） 时效温度的影响； 脱溶后的显微组织
1、连续脱溶：在合金的脱溶过程中，脱溶物附近基体中的浓度变

材料科学基础过饱和固溶体的分解

材料科学基础过饱和固溶体的分解
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

第三章 合金的时效

第三章 合金的时效

（五） θ相的结构与形成 一般认为，θ相是由θ′长大而成。随着θ′ 相的长大，θ′相周围的α相中的应力、应变和弹性应 变能越来越大，θ′相就越来越不稳定。当θ′相长大 到一定尺寸时， θ′相与α相完全脱离，而以完全独 立 的 平 衡 相 -θ 相 出 现 。 θ 相 也 具 有 正 方 点 阵 ， a=6.066Å，c=4.874Å。θ相与基体相之间为非共格关 系。 G.P.区的形成是凭借浓度起伏的均匀成核，过 渡相与平衡相的形成可以有两种情况：一是以G.P.区为 基础逐渐演变为过渡相以至于平衡相，Al-Cu合金属于 此类，二是通过非均匀形核长大方式。
Al-4Cu合金时效硬化曲线
时效过程的基本规律： 先由固溶处理获得双重过饱和的空位和固溶体； 时效初期，由于空位的作用，使溶质原子以极大的速 度进行重聚形成G.P.区；随着提高时效温度和增加时 效时间，G.P.区转变为过渡相，最后形成稳定相。此 外，在晶体内的某些缺陷地带也会直接由过饱和固溶 体形成过渡相或稳定相。
θ″ 相 和 基 体 仍保持完全共格的 关 系 。 随 着 的 θ″ 相 成 长 ， 在 θ″ 相 周围的基体相中不 断 产生 应力 和应变。 如 图 示 出 θ″ 相 周 围基体相的应变。
（四） θ′相的结构与形成 θ′相也具有正方点阵，成分相当于CuAl2。是 通过形核长大方式形成的。与θ″相不同，θ′相是不 均形核，通常是在螺型位错及胞壁处形成。与基体相保 持部分共格联系。
时效硬化：一般情况下，在析出过程中，合金的硬度 或强度会逐渐升高，这种现象称为时效硬化或时效强化， 也可称为沉淀硬化或沉淀强化。 时效合金：能够发生时效现象的合金称为时效型合金 或简称为时效合金。 成为这种合金的基本条件：一是能形成有限固溶体； 二是其固溶度随着温度的降低而减小。 时效处理如采用室温下放臵的方法进行，则称为自 然时效或室温时效；如采用加热到一定温度的方式，则 称为人工时效。

第三章合金的时效

第三章合金的时效
对时效合金而言，析出物和母相的晶体结构和成分 都不相同的系列的合金更有意义，由于析出物和母相的晶 体结构和成分都不相同，所以在析出时所产生的时效现象 一般是较为显著的。
铝合金的热处理
可热处理强化变形铝合金的热
处理方法：固溶处理 + 时效。
固溶处理是指将合金加热到固溶线以上，保温并淬火后 获得过饱和的单相固溶体组织的处理。
4）时效后期，过渡相θ′完全从母相α中脱 溶，形成平衡相θ，使合金的强度、硬度进一步 降低，即所谓“过时效”。
Al—4%Cu合金时效的基本过程可以概括为： 合金淬火→过饱和α固溶体→形成铜原子富集区 （GP[Ⅰ]区）→铜原子富集区有序化（GP[Ⅱ]区） →形成过渡相θ′→析出平衡相θ（CuAl2）+平衡的 α固溶体。
时效是指将过饱和的固溶体加热到固溶线以下某温度保 温，以析出弥散强化相的热处理。 固溶热处理 (solution treatment)→淬火 (quench)→時效处理(aging treatment)
在室温下进行的时效称自然时效（natural aging）； 在加热条件下进行的时效称人工时效（artificial aging ）
1）时效初期 铜原子偏聚于α固溶体的 {100}晶面上，形成铜原子富集区，称为GP[Ⅰ] 区。
2）随着时间的延长或温度的提高，在GP[1] 区的基础上铜原子进一步偏聚，称为GP[Ⅱ]。 GP[Ⅱ]区可视为中间过渡相，常用θ″表示，使 合金得到进一步强化。
3）随着时效过程的进一步发展，铜原子在 GP [Ⅱ]区继续偏聚，形成过渡相θ′，α晶格 畸变减轻，合金的硬度开始下降。
时效合金：能够发生时效现象的合金称为时效型合金或 简称为时效合金。
成为这种合金的基本条件：一是能形成有限固溶体； 二是其固溶度随着温度的降低而减小。

第3章 合金的时效

第3章 合金的时效
G.P.区的特点
Cu 原 子 边 缘 点 阵 发 生 畸 变 ， 产生应力场，时效硬化
➢在过饱和固溶体初期形成，形成速度快，均匀分布
➢晶体结构与母相（过饱和固溶体）相同，与母相保持第一 类共格关系 界面能小而弹性应变能大
➢在热力学上是亚稳定的
6
3.1 脱溶沉淀过程
G.P.区的特点 ➢当析出物体积一定时，其弹性应变能按
球状（等轴状） 针状 圆盘状（薄片状） 的顺序依次减小，及球状脱溶相的界面能最小，圆盘状的 应变能最小。
7
பைடு நூலகம்
3.1 脱溶沉淀过程
θ’’区的形成（G.P.2区）
溶质原子与溶剂原子发生规则排列
θ’’区的特点
➢仍为薄片状，正方结构（与母相相同） ➢晶体结构与母相保持完全共格关系 ➢在热力学上是亚稳定的 ➢为了保持与母相共格，产生更大的弹性畸变能，使硬度提 高（合金达到最大强化阶段）
8
3.1 脱溶沉淀过程
θ’区的形成
形成与平衡相成分相同，但与母相部分共格过渡相
θ’区的特点
➢不均匀形核 ➢仍为薄片状 ➢成分与CuAl2相当 ➢晶体结构与母相保持部分共格关系 ➢在热力学上是亚稳定的 ➢对位错运动的阻碍减小，合金的硬 度开始降低
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3.1 脱溶沉淀过程
θ区的形成
当θ’区长大到一定程度， θ’与α完全脱离，形成平衡相
强度：250N/mm2
放置后： 强度：>400N/mm2
固溶处理＋时效
T℃
L
α
5.49
α+ θ
Al wCu/%
从过饱和固溶体中析出第二相或形成溶质原子 偏聚区及亚稳定过渡相的过程—脱溶
5
3.1 脱溶沉淀过程

第三章 合金的时效


第二节 脱溶沉淀过程
1、G.P区形成：在若干个原子层范围内的溶质原子富集区。
G.P区特点
1)过饱和固溶体的分解初期形成，形成速度 很快，均匀分布； 2)晶体结构与母相过饱和固溶体相同，并与 母相保持共格关系； 3)热力学上亚稳
性能变化 硬度上升
G.P区形状 一般：溶质/溶剂原子半径差大，
弹性应变能大，以盘状析出；
第三章 合金的时效
20世纪初叶，德国工程师A.维尔姆研究硬铝时发现， 这种合金淬火后硬度不高，但在室温下放置一段时间后， 硬度便显著上升，这种现象后来被称为沉淀硬化。
这一发现在工程界引起了极大兴趣。随后人们相继发 现了一些可以采用时效处理进行强化的铝合金、铜合金和 铁基合金，开创了一条与一般钢铁淬火强化有本质差异的 新的强化途径——时效强化。
绝大多数进行时效强化的合金，原始组织都是由一种 固溶体和某些金属化合物所组成。固溶体的溶解度随温度 的上升而增大。在时效处理前进行淬火，就是为了在加热 时使尽量多的溶质溶入固溶体，随后在快速冷却中溶解度 虽然下降，但过剩的溶质来不及从固溶体中分析出来，而 形成过饱和固溶体。
为达到这一目的而进行的淬火常称为固溶热处理。
溶质/溶剂原子半径差小， 弹性应变能小，以球状析出。
第二节 脱溶沉淀过程
第二节 脱溶沉淀过程
பைடு நூலகம்2、θ’’相形成
如将Al-Cu合金在较高温度下时效，G.P.区直径急剧长 大，且铜原子和铝原子逐渐形成规则排列，即正方有序 化结构。称作θ’’相（G.P.II区）
第二节 脱溶沉淀过程
3、θ’相的形成
继续增加时效时间或提高时效温度，例如将Al-4Cu合金时 效温度提高到200℃，时效12h，过度相θ’’转变为θ’过度相。

合金的脱溶沉淀与时效

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3.性能特点
（1）提高磁性能：因为组织具有方向性，且产 物为两相，它们就相当于一个个单磁畴，在外 磁场作用下，发生转动，转动至与外磁场方向 一致时，就使合金的硬磁性增大。
（2）较高强度：因组织细小弥散
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4.调幅分解与脱溶分解的区别
（1）调幅分解不需要成核，不需要热激活，不 需克服势垒，一旦分解发生系统自由能连续下 降 ，所以分解是自发过程。
2. 脱溶析出：从过饱和固溶体中析出（沉淀相）或形成 溶质原子聚集区及亚稳定相的过程，称为脱溶析出或 沉淀，是溶解的逆过程。
3. 时效：合金在脱溶过程中，其力学、物理、化学性能 均随之发生变化的现象。
4.时效硬化（沉淀强化）：时效析出过程中，合金中的 强度、硬度逐渐升高的过程。
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三．时效析出过程与亚稳定平衡相图
T3温度：β
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CAexp(W) KT
（二）影响脱溶动力学因素
1.晶体缺陷：空位、位错、层错、晶界 2. 合金成分影响： （1）相同温度下时效，合金熔点越低，脱溶速
度越快 （2）溶质浓度的影响 （3）微量元素 3.固溶处理工艺的影响：温度、时间、冷速
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§7.3 脱溶后的显微组织
一、连续脱溶及其显微组织 二、非连续脱溶及其显微组织
位错切过粒子的，粒子被滑移 成两部分，增加表面能；
位错切过粒子时，改变了溶质 与溶剂的相邻关系，产生化学 硬化。
所以能量增加，引起强化。
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3.位错绕过析出相
位错绕过析出相所需的切
应力： 2Gb
L 其中：G：切变模量；b: 柏氏矢量；L：相邻析出 相颗粒间距 L越小，所需切应力越大， 所以随时效时间延长，析 出相聚集长大，硬度下降。

9-1 脱溶及时效

9. 脱溶及时效
9.1 概述
固溶处理： 固溶处理是将钢或合金加热到一定的较 高温度，使溶质（碳或合金元素）溶入固溶 体中，然后以较快的速度冷却下来，得到过 饱和状态的固溶体(α α1 )或过饱和的新相 （A M ）。
含铜钢的固溶处理
ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ
脱溶（或沉淀）
经过固溶处理而得到的固溶体或新相大 多是亚稳的，在室温保持一段时间或者加热 到一定温度，过饱和相将分解，析出沉淀相， 称为脱溶，有的文献也称其为沉淀。
1.钢中的脱溶：
（1）淬火马氏体的脱溶分解；
（2）奥氏体的正脱溶和负脱溶； （3）Fe－Cu合金的脱溶； (4) 马氏体时效钢的脱溶
2.有色金属及合金中的脱溶
（1）Al－Cu合金的脱溶 （2） Cu－Be合金的脱溶等等。
存在脱溶贯序现象
在实际发生的脱溶过程中，相当多的情况是析 出介稳相，并非过程终了的平衡态，在一定条件下， 沉淀过程将要继续进行，介稳相可能回溶或直接转变 为平衡相，这样就出现了一个所谓的脱溶贯序。 在工业生产过程中，工艺目标可能是脱溶贯序中 的某一介稳状态，并非平衡态。
时效
沉淀将引起组织、性能、内应力的 改变等，这种热处理工艺，称为时效。
Al－Cu合金固溶处理与时效工艺示意图
时效硬化
脱溶是固溶处理的逆过程，溶质原子在 固溶体点阵中的一定区域内将偏聚，析出新 相。 在脱溶过程中，随着时间的延长，合金 相析出，导致强度、硬度升高，此称时效硬 化。
脱溶是普遍现象

7.1 脱溶及时效

71概述脱溶或沉淀时效经过固溶处理而得到的固溶体或新相大多是亚稳的在室温保持一段时间或者加热到一定温度过饱和新相将脱溶而分解析出沉淀相即为脱溶也称其为沉沉淀将引起组织性能内应力的改变等这种热处理工艺称为时效
7. 脱溶及时效
内蒙古科技大学 刘忠昌教授
7.1 概述
固溶处理： 固溶处理是将钢或合金加热到一定的 较高温度，使得溶质溶入固溶体中，然后 以较快的速度冷却下来，得到过饱和状态 的固溶体或过饱和的新相。 钢的淬火也是一种固溶处理。但称为 淬火，以便与其他固溶处理工艺相区别。
Fe－1.18Cu合金时效： 连续脱溶、不连续脱溶、普遍脱溶 、 局部脱溶、共格脱溶、非共格脱溶。
共格脱溶
脱溶产物与母相的界面成共格关系的为共格 脱溶。 析出相的晶体结构与母相相似性大的，或者 反应在低温进行的，两相易于保持共格关系，进 行共格脱溶；相反则趋向于非共格脱溶。 亚稳相多数为共格脱溶，平衡相则为非共格 脱溶。
脱溶（或沉淀）、时效
经过固溶处理而得到的固溶体或新相 大多是亚稳的，在室温保持一段时间或者 加热到一定温度，过饱和新相将脱溶而分 解，析出沉淀相，即为脱溶，也称其为沉 淀。 沉淀将引起组织、性能、内应力的改 变等，这种热处理工艺，称为时效。
Al－Cu合金固溶处理与时效工艺示意图
时效硬化
脱溶是固溶处理的逆 过程，溶质原子在固溶体 点阵中析出，聚集，形成 新相。 在脱溶过程中，随着 时间的延长，合金的强度， 硬度会提高，此称时效硬 化
正脱溶与负脱溶


脱溶相中的溶质原子 含量高于母相的称为 正脱溶。相反的称为 负脱溶。 钢中的奥氏体在冷却 过程中析出先共析铁 素体是负脱溶；析出 先共析渗碳体的过程 是正脱溶。
脱溶贯序
在实际发生的脱溶过程中，相当多的情况是 析出介稳平衡相，并非过程终了的平衡态，出现 所谓的脱溶贯序现象。 如高碳马氏体的脱溶贯序： Dc+Hc→ε →X→θ -Fe3C 在工业生产过程中，工艺目标可能是应用脱 溶贯序中的某一介稳状态，并非平衡态，如回火 马氏体、回火托氏体等。
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时效：合金在脱溶过程中，其机械性能、物理性能和化学性能等均随之发生变
化，这种现象称为时效。
第七章 合金的脱溶沉淀与时效
固溶处理与时效处理的工艺过程示意图
第七章 合金的脱溶沉淀与时效
若将经过固溶处理后的 C0成分合金急冷，抑制相分解，则在室温下获得 亚稳的过饱和相固溶体。 这种过饱和固溶体在室温较高温度下等温保持时，将发生脱溶，但脱溶相 往往不是状态图中的平衡相，而是亚稳相或溶质原子聚集区。 这种脱溶可显著提高合金的强度和硬度，称为沉淀强（硬）化或时效强
第七章 合金的脱溶沉淀与时效
A1-Cu 合金中的″相、′相及相的析出也是需要通过 Cu 原子的扩散。
位错、层错以及晶界等晶体缺陷具有与空位相似的作用，往往成为过渡相
和平衡相的非均匀形核的优先部位。其原因： 一是可以部分抵消过渡相和平衡相形核时所引起的点阵畸变； 二是溶质原子在位错处发生偏聚，形成溶质高浓度区，易于满足过渡相和 平衡相形核时对溶质原子浓度的要求。 塑性形变可以增加晶内缺陷，故固溶处理后的塑性形变可以促进脱溶过程。
基体间的浓度差较小，较易通过扩散形核并长大，所以，般过饱和固溶体脱 溶时首先形成 G.P.区。
第七章 合金的脱溶沉淀与时效
过饱和固溶体脱溶时，脱溶相的临界晶核尺寸和临界晶核形成功也随体积 自由能差的增大而减小。 过饱和固溶体脱溶时，溶质元素含量较多的合金其体积自由能差较大。因 此，在时效温度相同时，随溶质元素含量增加，即固溶体过饱和度增大，脱溶 相的临界晶核尺寸将减小。而在溶质元素含量相同时，随时效温度降低，固溶 体过饱和度增大，临界晶核尺寸亦减小。
△G2 ＝a—c
△G3 ＝a—d △G4 ＝a —e
第七章 合金的脱溶沉淀与时效
可见，△Gl＜△G 2＜ △G 3＜△G 4，即： 形成 G.P.区时的相变驱动力最小 析出平衡相时的相变驱动力最大 尽管形成相时相变驱动力最大，但由于相与基体非共格，形核和长大时 的界面能较大，所以不易形成。
而 G.P.区与基体完全共格，形核和长大时的界面能较小，并且 G.P.区与
第七章 合金的脱溶沉淀与时效
G.P.区是溶质原子聚集区。它的点阵结构与过饱和固溶体的点阵结构相同。 换言之，当从过饱和固溶体形成G.P.区时，晶体结构并未发生变化，所以一般 把它当作“区”，而不把它当作新的“相”看待。G.P.区与过饱和固溶体（基 体）是完全共格的。这种共格关系是靠正应变维持的，属于第一类共格。
a）″相的形成与结构
G .P.区形成之后，当时效时间延长或时效温度提高时，将形成过渡相。从 G.P. 区转变为过渡相的过程可能有两种情况： 一是以 G.P.区为基础逐渐演变为过渡相，如 A1-Cu 合金； 二是与 G.P.区无关，过渡相独立地形核长大，如 Al-Ag 合金。 在 A1-Cu合金中，随着时效的进行，一般是以 G.P. 区为基础，沿其直径 方向和厚度方向（以厚度方向为主）长大形成过渡相 ″相。
几种时效硬化型合金的析出系列
合 金 析出系列 G.P.区(球)′(片) G.P.区(盘)″(盘) ′ G.P.区(球)M′(片) G.P.区(杆)′ G.P.区(杆 、 球)s′ G.P.区(盘) G.P.区(球) ″(盘) ′(立方体) 平衡析出相 (Ag2Al) (CuAl2) M(MgZn2) (Mg2Si) s(Al2CuMg) (CuBe) (Fe3C) Fe4N (Ni3TiAl)
第七章 合金的脱溶沉淀与时效
Al-Cu 系合金析出过程各个阶段在某一等温温度下的 自由能-成分关系曲线示意图
第七章 合金的脱溶沉淀与时效
可用公切线法确定基体和脱溶相的成分分别为C1和 C
G.P.
。
各公切线与过 C 0的垂线的交点 b、c、d 和 e 分别代表 C 0成分母相中 形成 G.P.区、″相、 ′相和相时两相的系统自由 能。 采用图解法可求得形成 G.P. 区、″、′和相的相变驱动力分别为： △Gl ＝a—b
第七章 合金的脱溶沉淀与时效
2、脱溶动力学及其影响因素
1）等温脱溶曲线
过饱和固溶体的脱溶驱动力是化学自由能差，脱溶过程是通过原子扩散进 行的。因此与珠光体及贝氏体转变一样，过饱和固溶体的等温脱溶动力学曲线 也呈 C字形，如下图 。
第七章 合金的脱溶沉淀与时效
从等温脱溶 C曲线可以看出，无论是G.P.区、过渡相和平衡相，都要经过 一定的孕育期后才能形成。随等温温度升高，原子扩散迁移率增大，脱溶速度 加快；但温度升高时固溶体的过饱和度减小，临界晶核尺寸增大，因而又有使 脱溶速度减慢的趋势，所以脱溶动力学曲线呈 C 字形。在接近 TG.P.、T ′、 T 温度下需要经过很长时间才能分别形成 G.P.区、′相、相。
第七章 合金的脱溶沉淀与时效
第一节 脱溶过程和脱溶物的结构
第二节 脱溶热力学和动力学
第三节 第四节 脱溶后的显微组织 脱溶时效时的性能变化
第七章 合金的脱溶沉淀与时效
定义：从过饱和固溶体中析出第二相（沉淀相）、形成溶质原子聚集区以及亚 稳定过渡相的过程称为脱溶或沉淀，是一种扩散型相变。 条件：合金在平衡状态图上有固溶度的变化，并且固溶度随温度降低而减少 。 固溶处理：将双相组织（+）加热到固溶度线以上某一 温度（如 T1）保温 足够时间，获得均匀的单相固溶体相的处理工艺。
第七章 合金的脱溶沉淀与时效
1）G.P.区的形成及其结构
Guinier 和 Preston 各自独立地分析了 Al-Cu 合金时效初期的单晶体，
发现在母相 固溶体的｛100｝面上出现一个原子层厚度的 Cu 原子聚集区， 由于与母相保持共格联系，Cu原子层边缘的点阵发生畸变，产生应力场，成为 时效硬化的主要原因 。 后来将这种在若干原子层范围内的溶质原子聚集区即称为 GuinierPreston区，简称 G.P. 区。
第七章 合金的脱溶沉淀与时效
一、脱溶过程和脱溶物的结构
合金经固溶处理并淬火获得亚稳过饱和固溶体，若在足够高的温度下进行
时效， 最终将沉淀析出平衡脱溶相。但在平衡相出现之前，根据合金成分不同 会出现若干个亚稳脱溶相或称为过渡相。 以 A1-4%Cu合金为例： 室温平衡组织：相固溶体和相 （Cu Al 2）。 脱溶顺序：G.P.区″相′相相。 即在平衡相（）出现之前， 有三个过渡脱溶物相继出现。 下面以 A1-Cu合金为例，介绍时效过程中过渡相和平衡相的形成及其结构。
G.P.区的特点：
① 在过饱和固溶体的分解初期形成，且形成速度很快，通常为均匀分布； ② 其晶体结构与母相过饱和固溶体相同，并与母相保持第一类共格关系； ③ 在热力学上是亚稳定的。
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Al-Cu合金中 G.P.区的显微组织及其结构模型
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2）过渡相的形成及其结构
第七章 合金的脱溶沉淀与时效
（2）合金成分的影响
在相同的时效温度下，合金的熔点越低，脱溶速度就越快。一般来说，随溶质浓度 （固溶体过饱和度）增加，脱溶过程加快。溶质原子与溶剂原子性能差别越大，脱溶速 度就越快。 有些元素对时效各个阶段的影响是不同的：如 Cd、Sn 易与空位结合（浓度下降），使 G.P.区形成速度显著降低；
内表面活性物质，极易偏聚在相界面，促进′相沿晶界析出。
（3）时效温度的影响
时效温度是影响过饱和固溶体脱溶速度的重要因素。 时效温度越高，原子活动性越强，脱溶速度也越快。因此，可以提高温度来加快时 效过程，缩短时效时间。但时效温度又不能任意提高，否则强化效果将会减弱。
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三、脱溶后的显微组织
这是因为固溶处理后淬火冷却所冻结下来的过剩空位加快了 Cu原子的扩散。
即 G.P.区形成时，Cu原子是按空位机制扩散的：
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当固溶处理后的冷却速度足够快，在冷却过程中空位未发生衰减时，扩散 系数 D可由下式求出：
可见，固溶处理加热温度愈高，加热后的冷却速度愈快，所得的空位浓度 就愈高，G.P.区的形成速度也就愈快。
Al－Ag Al－Cu Al－Znl－Mg Al－Mg－Si Al－Mg－Cu Cu－Be Cu－Co Fe－C Fe－N Ni－Cr－Ti－Al
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二、脱溶热力学和动力学
1、脱溶的热力学分析
脱溶时的能量变化符合一般的固态相变规律。 脱溶驱动力：新相（(C 1)+） 和母相(C 脱溶阻力：形成脱溶相的界面能和应变能。 A1一 Cu 合金在某一温度下脱溶时各个阶段的化学自由能－成分关系下图 所示。 0)的化学自由能差。
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″相的晶胞有五层原子面，中央一层为 100％Cu原子层，最上和最下的两 层为 100％A1 原子层， 而中央一层与最上、最下两层之间的两个夹层则由 Cu 和 A1 原子混合组成（Cu 约为 20～25％)，总成分相当于 CuAl2。 ″相与基体相仍保持完全共格关系。″相仍为薄片状，片的厚度约 0.8～2nm，直径约 14～15nm。 随着″相的长大，在其周围基体中产生的应力和应变也不断地增大。 ″相具有正方点阵，点阵常数为： a＝b＝4.04Å，与母相相同 c＝7.8 Å ，较相的两倍(8.08 Å)略小
大，弹性应变能也越来越大，因而′相逐渐变得不稳定。 当′相长大到一定尺寸后将与 相完全脱离，成为独立的平衡相，称为 相。相也具有正方点阵，不过其点阵常数与 ′相及″相相差甚大。相的点 阵常数为： a＝b＝6.066Å，c＝4.874Å。 相与基体无共格关系，呈块状。
第七章 合金的脱溶沉淀与时效
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b）′相的形成与结构
在 A1-Cu 合金中，随着时效过程的进展，片状″相周围的共格关系部分
遭到破坏，″相转变为新的过渡相′相。 ′相也具有正方点阵，点阵常数为 ： a＝b＝4.04 Å c＝5.8 Å。 ′相的成分与 CuAl2相当。 ′相的点阵虽然与基体相不同，但彼此之 间仍然保持部分共格关系，两点阵各以其{001}面联系在一起。 ′相和相之间具有下列位向关系 ：