合金的脱溶与时效课件

第七章合金的脱溶与时效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及亚稳定过渡相的过程称为沉淀(precipitation)或脱溶。相变的条件：溶解度变化，温度↓→固溶度↓扩散型相变式中C1：固溶度线上的平衡浓度，它表示b相脱溶后基体成分C0→C1平衡相端际固溶体中间相第七章合金的脱溶与时效从过饱和固溶体中析出第二相(沉淀相)或1如果把这种合金加热到固溶度曲线以上的某一温度并保持足够长的时间，使溶质元素(元素B)充分溶入固溶体(a相)中，然后快冷，以抑制a相的重新析出室温下获得一个过饱和固溶体，这种热处理称为固溶处理或固溶淬火。合金在脱溶过程中机械性能、物理性能、化学性能等均随之发生变化，这种现象称为时效(aging)室温下产生的时效称为自然时效高于室温的时效称为人工时效固溶体脱溶分解最早受到重视的铝合金，1906年德国人Wilm研究Al-Cu合金加入Mg引起的固溶强化时偶然发现，在室温放置合金的硬度↑↑时效硬化型：铝合金耐热合金沉淀硬化型不锈钢马氏体时效钢如果把这种合金加热到固溶度曲线以上的某一温度并保持足够长的时2§7.1脱溶过程和脱溶物的结构合金经固溶处理以及淬火获得的亚稳过饱和固溶体，若在足够高温度下时效，在最终相出现之前，会出现一个、两个或更多个亚稳脱溶相（过渡相）脱溶一般过程：过饱和固溶体→溶质原子聚集区→(无序、有序)亚稳相→平衡相以Al-4%Cu合金为例，研究最早也最细致平衡组织：a+q（CuAl2）550℃固溶处理淬火后的组织为：过饱和a固溶体在加热至130℃时效，脱溶顺序为：G.P.区→q〞→q′→q相一、G.P.区的形成及结构1938年Guinier和Preston用X射线技术各自独立分析研究Al-Cu合金时效初期的单晶体时发现：母相a固溶体的{100}面上出现一个原子层厚度的Cu原子聚集区，与母相保持共格关系Cu原子层边缘点阵发生晶格畸变→应力场→时效硬化§7.1脱溶过程和脱溶物的结构合金经固溶处理以及淬火获得3后来人们将这一Cu原子聚集区称为Guinier-Preston区，简称G.P.区G.P.区的特点：在过饱和固溶体的分解初期形成，形成速度快，分布均匀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热力学上是亚稳定的Cu原子的半径较小，约为Al原子半径的87%<001>a方向材料的弹性模数最小→Cu原子层在(001)a面形成Cu原子层附近的Al原子层沿[001]a方向以Cu原子层为中心向内收缩GP区与母相保持共格关系→界面能小，弹性应变能大→GP区的形状与溶质和溶剂的原子半径差有关后来人们将这一Cu原子聚集区称为Guinier-Presto4溶质与溶剂的原子半径差<3%，析出物呈球状溶质与溶剂的原子半径差>5%，析出物呈圆盘状析出物体积一定时，形状由球状→针状→圆盘状弹性应变能减小Cu-Al原子半径差约为11.5%→GP区呈圆盘状Al-Ag和Al-Zn合金的溶质、溶剂原子半径差很小→GP区呈球状GP区的大小与合金的成分、时效温度和时效时间等有关Al-Cu合金在25℃时效时，GP区直径<5nm100℃时效时，GP区直径：15~20nm200℃时效时，GP区直径：~80nm0.4nmGP区的数量＞＞位错密度GP区的形核主要依靠浓度起伏的均匀形核溶质与溶剂的原子半径差<3%，析出物呈球状弹性应变能减小C5第七章合金的脱溶与时效课件6二、过渡相的形成与结构

1、q〞相的形成与结构

时效时间↑或温度↑，GP区→过渡相以GP区为基础演变←Al-Cu合金与GP区无关，独立形核长大←Al-Ag合金Al-Cu合金：时效的进行，沿GP区的直径和厚度方向长大→q〞过渡相正方点阵a=b=4.04Å，与母相a相同C=7.8Å，较母相a的两倍（8.08Å）略小CuAl2，薄片状，厚度：0.8～2nm,直径：14～15nm与a基体保持完全共格关系q〞相↑→应力应变↑二、过渡相的形成与结构

1、q〞相的形成与结构

7２、q相的形成与结构

Al-Cu合金，时效过程的进行，片状q〞相周围的共格关系部分破坏q〞→q相正方点阵a=b=4.04Å，与母相a相同C=５.8Å→CuAl2，与基体a保持部分共格关系２、q相的形成与结构

Al-Cu合金，时效过程8三、平衡相的形成与结构

Al-Cu合金：q相长大→周围基体的应力和应变↑→弹性应变能↑q相不稳定q相长大到一定尺寸将与基体a相完全脱离独立平衡相，q相正方点阵a=b=6.066Å，C=4.874Å，与基体a无共格关系块状三、平衡相的形成与结构

Al-Cu合金：q相长9§7.2脱溶热力学和动力学一、热力学分析脱溶时的能量变化符合一般固态相变规律驱动力：新相和母相的化学自由能差阻力：形成脱溶相的界面能和应变能形成q相的相变驱动力最大，但q相与基体非共格，形核、长大的界面能较大→不易形成GP区的相变驱动力最小，但与基体完全共格，形核、长大的界面能较小，与基体间的浓度差较小→易形成过饱和固溶体脱溶时，体积自由能↑→脱溶相的临界晶核尺寸和形核功↓溶质元素含量↑→过饱和度↑→临界晶核尺寸↓§7.2脱溶热力学和动力学形成q相的相变驱动力最大，但q10二、脱溶动力学及影响因素

1、等温脱溶曲线与钢中P和B转变一样，具有C曲线形式GP区完全固溶的最低温度和时间b完全固溶的最低温度和时间b完全固溶的最低温度和时间b完全固溶的最低温度和时间较低温度下时效，初期形成GP区，t↑GP区→过渡相b→稳定相b二、脱溶动力学及影响因素

1、等温脱溶曲线与钢中P和B转变一112、影响脱溶动力学的因素

♣晶体缺陷：试验发现：Al-Cu合金中GP区的形成速度>>Cu在Al的

扩散速度（高107倍）D=Aexp（-QD/kTA)•exp（-QF/kTH）固溶处理后快冷将过剩空位冻结下来→↑↑Cu的扩散常数空位扩散激活能玻尔兹曼常数时效温度空位形成激活能固溶处理温度Cu的扩散按空位机制进行空位扩散激活能、浓度空位形成的激活能与固溶处理温度和冷却速度有关计算值与试验值基本符合位错、层错以及晶界等缺陷与空位作用类似→过渡相、平衡相的非均匀形核位置♣合金成分：合金熔点↓→脱溶速度↑

原子间结合力弱，原子活动能力强2、影响脱溶动力学的因素

♣晶体缺陷：试验发现：Al-Cu12Al-Cu合金的时效温度<200℃

马氏体时效钢的时效温度~500℃

溶质浓度↑→固溶体过饱和度↑→脱溶加快

溶质与溶剂原子性能差别↑→脱溶加快♣时效温度的影响时效温度↑原子活动能力↑→脱溶速度↑化学自由能↓→固溶体过饱和度↓→脱溶速度↓，甚至不脱溶Al-4%Cu-0.5%Mg合金：200℃→220℃，4h→1h但时效温度太高，强化作用减弱Al-Cu合金的时效温度<200℃

马氏体时效钢的时效温度~13§7.3脱溶沉淀后的显微组织与性能

根据脱溶物附近基体浓度的变化，脱溶分为连续脱溶非连续脱溶一、脱溶后的显微组织1、连续脱溶:在合金脱溶过程中，脱溶物附近基体的浓度变化为连续的初期:析出物邻近基体的溶质原子浓度发生贫化，而远离析出物的基体溶质原子浓度仍然保持原始浓度→浓度梯度

析出物成核率大而长大速度小，尺寸极为细小和弥散→金相显微镜难辨认中期:析出物不断长大,溶质原子继续发生扩散。最终:析出停止，不论在析出物附近，或者离析出物较远的部位基体浓度一样

当析出过渡相以至平衡相时，析出物与基体相之间的共格关系逐渐破坏，完全共格→部分共格或非共格关系。虽然如此，析出物与基体之间保持一定的晶体学位向关系→

魏氏组织（与钢中的魏氏组织类似）针状§7.3脱溶沉淀后的显微组织与性能

根据脱溶物附近基体浓14均匀脱溶：析出物的分布是较均匀的很少非均匀脱溶：析出物的核心优先在晶界、亚晶界、滑移面、孪晶界面、位错线以及其他的晶体缺陷处形成实际合金2、非连续析出：析出物―基体相界面两侧的基体相中溶质原子浓度是不连续的非连续脱溶也称为胞状脱溶，脱溶时两相耦合长大，与共析转变很类似显微组织特征：在晶界形成界限明显的领域，称为胞状物、瘤状物平衡脱溶相：片状基体：贫化的固溶体伴随基体的再结晶应力诱发再结晶均匀脱溶：析出物的分布是较均匀的很少2、15第七章合金的脱溶与时效课件16第七章合金的脱溶与时效课件17二、脱溶后的材料性能的变化由于固溶强化效应，固溶处理所得的过饱和固溶体的硬度和强度均较纯溶剂为高。在时效初期，时间↑→HRC↑的现象称为时效硬化按硬化曲线的形状不同，时效分为冷时效和温时效较低温度较高温度过时效硬度变化的原因：★固溶体的贫化★基体的回复与再结晶★新相的析出二、脱溶后的材料性能的变化按硬化曲线的形状不同，时效分为冷时18时效硬化的机制：内应变强化：析出相与母相的结构不同、点阵参数不同切过析出相颗粒强化：↑应力场和表面积绕过析出相强化：绕过时留下位错圈回归现象：合金时效强化后，于固溶度曲线下某个温度加热，时效硬化现象立即消除，硬度恢复到固溶处理状态的现象时效硬化的机制：回归现象：合金时效强化后，于固溶度曲线下某个19

§7.4合金的调幅分解固溶体分解的一种特殊形式，有一种固溶体分解为结构相同而成分不同的两种固溶体，成份波动自动调整，分解产物只有溶质的富区和贫区两者之间没有清晰的相界面调幅分解对合金的强韧化以及合金的物理性能、化学性能有显著影响研究新材料具有重要意义§7.4合金的调幅分解两者20第七章合金的脱溶与时效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及亚稳定过渡相的过程称为沉淀(precipitation)或脱溶。相变的条件：溶解度变化，温度↓→固溶度↓扩散型相变式中C1：固溶度线上的平衡浓度，它表示b相脱溶后基体成分C0→C1平衡相端际固溶体中间相第七章合金的脱溶与时效从过饱和固溶体中析出第二相(沉淀相)或21如果把这种合金加热到固溶度曲线以上的某一温度并保持足够长的时间，使溶质元素(元素B)充分溶入固溶体(a相)中，然后快冷，以抑制a相的重新析出室温下获得一个过饱和固溶体，这种热处理称为固溶处理或固溶淬火。合金在脱溶过程中机械性能、物理性能、化学性能等均随之发生变化，这种现象称为时效(aging)室温下产生的时效称为自然时效高于室温的时效称为人工时效固溶体脱溶分解最早受到重视的铝合金，1906年德国人Wilm研究Al-Cu合金加入Mg引起的固溶强化时偶然发现，在室温放置合金的硬度↑↑时效硬化型：铝合金耐热合金沉淀硬化型不锈钢马氏体时效钢如果把这种合金加热到固溶度曲线以上的某一温度并保持足够长的时22§7.1脱溶过程和脱溶物的结构合金经固溶处理以及淬火获得的亚稳过饱和固溶体，若在足够高温度下时效，在最终相出现之前，会出现一个、两个或更多个亚稳脱溶相（过渡相）脱溶一般过程：过饱和固溶体→溶质原子聚集区→(无序、有序)亚稳相→平衡相以Al-4%Cu合金为例，研究最早也最细致平衡组织：a+q（CuAl2）550℃固溶处理淬火后的组织为：过饱和a固溶体在加热至130℃时效，脱溶顺序为：G.P.区→q〞→q′→q相一、G.P.区的形成及结构1938年Guinier和Preston用X射线技术各自独立分析研究Al-Cu合金时效初期的单晶体时发现：母相a固溶体的{100}面上出现一个原子层厚度的Cu原子聚集区，与母相保持共格关系Cu原子层边缘点阵发生晶格畸变→应力场→时效硬化§7.1脱溶过程和脱溶物的结构合金经固溶处理以及淬火获得23后来人们将这一Cu原子聚集区称为Guinier-Preston区，简称G.P.区G.P.区的特点：在过饱和固溶体的分解初期形成，形成速度快，分布均匀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热力学上是亚稳定的Cu原子的半径较小，约为Al原子半径的87%<001>a方向材料的弹性模数最小→Cu原子层在(001)a面形成Cu原子层附近的Al原子层沿[001]a方向以Cu原子层为中心向内收缩GP区与母相保持共格关系→界面能小，弹性应变能大→GP区的形状与溶质和溶剂的原子半径差有关后来人们将这一Cu原子聚集区称为Guinier-Presto24溶质与溶剂的原子半径差<3%，析出物呈球状溶质与溶剂的原子半径差>5%，析出物呈圆盘状析出物体积一定时，形状由球状→针状→圆盘状弹性应变能减小Cu-Al原子半径差约为11.5%→GP区呈圆盘状Al-Ag和Al-Zn合金的溶质、溶剂原子半径差很小→GP区呈球状GP区的大小与合金的成分、时效温度和时效时间等有关Al-Cu合金在25℃时效时，GP区直径<5nm100℃时效时，GP区直径：15~20nm200℃时效时，GP区直径：~80nm0.4nmGP区的数量＞＞位错密度GP区的形核主要依靠浓度起伏的均匀形核溶质与溶剂的原子半径差<3%，析出物呈球状弹性应变能减小C25第七章合金的脱溶与时效课件26二、过渡相的形成与结构

1、q〞相的形成与结构

时效时间↑或温度↑，GP区→过渡相以GP区为基础演变←Al-Cu合金与GP区无关，独立形核长大←Al-Ag合金Al-Cu合金：时效的进行，沿GP区的直径和厚度方向长大→q〞过渡相正方点阵a=b=4.04Å，与母相a相同C=7.8Å，较母相a的两倍（8.08Å）略小CuAl2，薄片状，厚度：0.8～2nm,直径：14～15nm与a基体保持完全共格关系q〞相↑→应力应变↑二、过渡相的形成与结构

1、q〞相的形成与结构

27２、q相的形成与结构

Al-Cu合金，时效过程的进行，片状q〞相周围的共格关系部分破坏q〞→q相正方点阵a=b=4.04Å，与母相a相同C=５.8Å→CuAl2，与基体a保持部分共格关系２、q相的形成与结构

Al-Cu合金，时效过程28三、平衡相的形成与结构

Al-Cu合金：q相长大→周围基体的应力和应变↑→弹性应变能↑q相不稳定q相长大到一定尺寸将与基体a相完全脱离独立平衡相，q相正方点阵a=b=6.066Å，C=4.874Å，与基体a无共格关系块状三、平衡相的形成与结构

Al-Cu合金：q相长29§7.2脱溶热力学和动力学一、热力学分析脱溶时的能量变化符合一般固态相变规律驱动力：新相和母相的化学自由能差阻力：形成脱溶相的界面能和应变能形成q相的相变驱动力最大，但q相与基体非共格，形核、长大的界面能较大→不易形成GP区的相变驱动力最小，但与基体完全共格，形核、长大的界面能较小，与基体间的浓度差较小→易形成过饱和固溶体脱溶时，体积自由能↑→脱溶相的临界晶核尺寸和形核功↓溶质元素含量↑→过饱和度↑→临界晶核尺寸↓§7.2脱溶热力学和动力学形成q相的相变驱动力最大，但q30二、脱溶动力学及影响因素

1、等温脱溶曲线与钢中P和B转变一样，具有C曲线形式GP区完全固溶的最低温度和时间b完全固溶的最低温度和时间b完全固溶的最低温度和时间b完全固溶的最低温度和时间较低温度下时效，初期形成GP区，t↑GP区→过渡相b→稳定相b二、脱溶动力学及影响因素

1、等温脱溶曲线与钢中P和B转变一312、影响脱溶动力学的因素

♣晶体缺陷：试验发现：Al-Cu合金中GP区的形成速度>>Cu在Al的

扩散速度（高107倍）D=Aexp（-QD/kTA)•exp（-QF/kTH）固溶处理后快冷将过剩空位冻结下来→↑↑Cu的扩散常数空位扩散激活能玻尔兹曼常数时效温度空位形成激活能固溶处理温度Cu的扩散按空位机制进行空位扩散激活能、浓度空位形成的激活能与固溶处理温度和冷却速度有关计算值与试验值基本符合位错、层错以及晶界等缺陷与空位作用类似→过渡相、平衡相的非均匀形核位置♣合金成分：合金熔点↓→脱溶速度↑

原子间结合力弱，原子活动能力强2、影响脱溶动力学的因素

♣晶体缺陷：试验发现：Al-Cu32Al-Cu合金的时效温度<200℃

马氏体时效钢的时效温度~500℃

溶质浓度↑→固溶体过饱和度↑→脱溶加快

溶质与溶剂原子性能差别↑→脱溶加快♣时效温度的影响时效温度↑原子活动能力↑→脱溶速度↑化学自由能↓→固溶体过饱和度↓→脱溶速度↓，甚至不脱溶Al-4%Cu-0.5%Mg合金：200℃→220℃，4h→1h但时效温度太高，强化作用减弱Al-Cu合金的时效温度<200℃

马氏体时效钢的时效温度~33§7.3脱溶沉淀后的显微组织与性能

根据脱溶物附近基体浓度的变化，脱溶分为连续脱溶非连续脱溶一、脱溶后的显微组织1、连续脱溶:在合金脱溶过程中，脱溶物附近基体的浓度变化为连续的初期:析出物邻近基体的溶质原子浓度发生贫化，而远离析出物的基体溶质原子浓度仍然保持原始浓度→浓度梯度

析出物成核率大而长大速度小，尺寸极为细小和弥散→金相显微镜难辨认中期:析出物不断长大,溶质原子继续发生扩散。最终:析出停止，不论在析出物附近，或者离析出物较远的部位基体浓度一样

当析出过渡相以至平衡相时，析出物与基体相之间的共格关系逐渐破坏，完全共格→部分共格或非共格关系。虽然如此，析出物与基体之间保持