合金的时效(1)讲义
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第三章合金的时效
纯晶体的凝固
形核
晶体的凝固是通过形核与长大两个过程进行的，即固相核心的形成与晶核生 长至液相耗尽为止。形核方式可以分为两类：
1) 均匀形核：新相晶核是在母相中均匀地生成的，即晶核由液相中的一些原 子团直接形成，不受杂质粒子或外表面的影响； 2) 非均匀（异质）形核：新相优先在母相中存在的异质处形核，即依附于液 相中的杂质或外来表面形核。 在实际熔液中不可避免地存在杂质和外表面（例如容器表面），因而其凝固 方式主要是非均匀形核。但是，非均匀形核的基本原理是建立在均匀形核的基 础上的，因而先讨论均匀形核。
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。
3.2析出过程（脱溶沉淀过程）
（一）实际析出过程 过饱和固溶体发生析出后，将变为饱和固溶体和析 出物，一般是指平衡析出过程（即达到了最终状态）而言。 而在实际析出过程中，在达到这个最终状态以前，往往要 经过几个过渡阶段。最典型的，也是研究得最早的和最细 致的是Al-Cu合金。这种合金的析出过程为： α相（Al基过饱和固溶体）、G.P.区、θ″相、θ′ 相、θ相（平衡相CuAl2)
讨论：T 对 IV 的影响。
G K P B exp( ) RT Gm D exp( ) RT
IV P . D
IVIV为何出现最大值？
T
(2). 非均匀成核－－有外加界面参加的成核。 原因：成核基体存在降低成核位垒，有利于成核。 非均匀成核临界成核位垒 G K与接触角的关系。 S L * 液体 G K G K . f ( )
合金时效的作用
合金时效的作用《合金时效的作用》嘿，朋友们！想象一下，你正在一个热火朝天的工厂车间里，各种机器轰鸣声不绝于耳，工人们都在忙碌地操作着。
而在这其中，有一群特殊的材料正在经历着一场神奇的变化，那就是合金。
咱就说这合金啊，可真是个了不起的玩意儿。
它就像是一个团队，各种不同的金属元素聚集在一起，各展所长，共同创造出比单一金属更强大的性能。
而合金时效，就是让这个团队变得更加强大的秘密武器。
比如说，有一块铝合金，一开始它可能普普通通，没什么特别之处。
但是，经过了时效处理这个神奇的过程，它就像是被施了魔法一样，变得坚硬无比，仿佛穿上了一层坚不可摧的铠甲。
时效处理就像是给合金来了一场特训。
在这个过程中，合金内部的原子们开始重新排列组合，形成一种更加稳定、更加坚固的结构。
这就好比是一群士兵，经过严格的训练和磨合，变得更加团结、更有战斗力。
你看啊，在我们的日常生活中，很多地方都用到了经过时效处理的合金。
就拿汽车来说吧，那些汽车的零部件可都需要高强度和耐用性。
如果没有合金时效的作用，那些零件可能用不了多久就会损坏，那可就麻烦大了。
再想想飞机，那么大的家伙在天空中翱翔，承受着巨大的压力和摩擦力。
要是没有经过时效处理的合金来支撑，那后果简直不堪设想。
合金时效的作用可不仅仅是让材料变得更硬更强哦，它还能改善合金的其他性能呢。
就像一个全能选手，不仅力量强大，速度、耐力等方面也都很出色。
而且啊，时效处理的过程也挺有趣的。
就好像是一场精心策划的化学反应，各种元素在特定的条件下相互作用，最终产生出令人惊叹的效果。
有人可能会问了，那合金时效是不是很难呢？其实也没那么复杂啦。
科学家们和工程师们就像是一群聪明的魔法师，他们知道怎么去控制这个过程，让合金发挥出最大的潜力。
所以啊，可别小看了这合金时效。
它就像是一个默默无闻的英雄，在我们看不见的地方发挥着巨大的作用，让我们的生活变得更加安全、更加便捷。
总之，合金时效就是这么神奇，这么重要。
它让合金变得更加出色，为我们的现代生活提供了坚实的材料基础。
铝合金时效处理工艺说明.
铝合金的热处理铸造铝合金的金相组织比变形铝合金的金相组织粗大,因而在热处理时也有所不同。
前者保温时间长,一般都在2h以上,而后者保温时间短,只要几十分钟。
因为金属型铸件、低压铸造件、差压铸造件是在比较大的冷却速度和压力下结晶凝固的,其结晶组织比石膏型、砂型铸造的铸件细很多,故其在热处理时的保温也短很多。
铸造铝合金与变形铝合金的另一不同点是壁厚不均匀,有异形面或内通道等复杂结构外形,为保证热处理时不变形或开裂,有时还要设计专用夹具予以保护,并且淬火介质的温度也比变形铝合金高,故一般多采用人工时效来缩短热处理周期和提高铸件的性能。
一、热处理的目的铝合金铸件热处理的目的是提高力学性能和耐腐蚀性能,稳定尺寸,改善切削加工和焊接等加工性能。
因为许多铸态铝合金的机械性能不能满足使用要求,除Al-Si 系的ZL102,Al-Mg系的ZL302和Al-Zn系的ZL401合金外,其余的铸造铝合金都要通过热处理来进一步提高铸件的机械性能和其它使用性能,具体有以下几个方面:1消除由于铸件结构(如璧厚不均匀、转接处厚大等原因使铸件在结晶凝固时因冷却速度不均匀所造成的内应力;2提高合金的机械强度和硬度,改善金相组织,保证合金有一定的塑性和切削加工性能、焊接性能;3稳定铸件的组织和尺寸,防止和消除高温相变而使体积发生变化;4消除晶间和成分偏析,使组织均匀化。
二、热处理方法1、退火处理退火处理的作用是消除铸件的铸造应力和机械加工引起的内应力,稳定加工件的外形和尺寸,并使Al-Si系合金的部分Si结晶球状化,改善合金的塑性。
其工艺是:将铝合金铸件加热到280-300℃,保温2-3h,随炉冷却到室温,使固溶体慢慢发生分解,析出的第二质点聚集,从而消除铸件的内应力,达到稳定尺寸、提高塑性、减少变形、翘曲的目的。
2、淬火淬火是把铝合金铸件加热到较高的温度(一般在接近于共晶体的熔点,多在500℃以上,保温2h以上,使合金内的可溶相充分溶解。
原理第3章合金的脱溶沉淀与时效ppt课件
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
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。
铝合金时效分析试验 ppt课件
22铝合金的应用美国f117隐形战斗机高比强铝合金机翼所用材料大部分是铝合金22铝合金的分类铝合金一般具有有限固溶型共晶相图
董立新
PPT课件
1
一、实验目的
熟悉铝合金的分类、特性及用途。 掌握变形铝合金的时效处理过程及组织分析。 掌握变形铝合金时效过程的硬度变化。 掌握铝合金的硬度测试。
具有面心立方晶格，无同素异构转变，无磁性。
铝合金常加入的合金元素主要有：Cu、Mn、Si、Mg、 Zn等，此外还有Cr、Ni、Ti、Zr等辅加元素。铝合金 具有高强度，又保持纯铝的优良特性。
PPT课件
4
2.2 铝合金的应用
美国F-117隐形战斗机 所用材料大部分是铝合P金PT课件
高比强铝合金机翼
PPT课件
16
3） 铸造铝合金（按GB3190-82中的 旧牌号）
包括：Al-Si系：ZL1+两位数顺序号 Al-Cu系：ZL2+两位数顺序号 Al-Mg系：ZL3+两位数顺序号 Al-Zn系：ZL4+两位数顺序号
（1） Al-Si系又称硅铝明。 其中ZL102（ZLlSi12），其中含12%Si，含有铝硅二元
5
2.2 铝合金的分类
铝合金一般具有有限固溶型共晶相图。 可热处理强化
变形铝合金 不可热处理强化
铸造铝合金
PPT课件
6
2.3 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——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。
时效——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处理。
PPT课件
董立新
PPT课件
1
一、实验目的
熟悉铝合金的分类、特性及用途。 掌握变形铝合金的时效处理过程及组织分析。 掌握变形铝合金时效过程的硬度变化。 掌握铝合金的硬度测试。
具有面心立方晶格，无同素异构转变，无磁性。
铝合金常加入的合金元素主要有：Cu、Mn、Si、Mg、 Zn等，此外还有Cr、Ni、Ti、Zr等辅加元素。铝合金 具有高强度，又保持纯铝的优良特性。
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4
2.2 铝合金的应用
美国F-117隐形战斗机 所用材料大部分是铝合P金PT课件
高比强铝合金机翼
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16
3） 铸造铝合金（按GB3190-82中的 旧牌号）
包括：Al-Si系：ZL1+两位数顺序号 Al-Cu系：ZL2+两位数顺序号 Al-Mg系：ZL3+两位数顺序号 Al-Zn系：ZL4+两位数顺序号
（1） Al-Si系又称硅铝明。 其中ZL102（ZLlSi12），其中含12%Si，含有铝硅二元
5
2.2 铝合金的分类
铝合金一般具有有限固溶型共晶相图。 可热处理强化
变形铝合金 不可热处理强化
铸造铝合金
PPT课件
6
2.3 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——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。
时效——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处理。
PPT课件
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
9
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
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）
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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
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3.1 脱溶沉淀过程
钢的回火转变及合金时效优秀课件
马氏体碳浓度 与回火温度的关系
此阶段对于高碳马氏体出现双相分解现象：
X-ray结构分析发现：回火温度T＜150℃，高碳马氏 体出现两个不同的正方度α ´相。
M分解以双相分解方式进行，表现为： ①具有高正方度的α´相保持原始C含量（α ´相的正方度
c/a＝1.054～1.062） ②具有低正方度的α ´相已部分析出碳化物（c/a＜1.013）
原因
①淬火M中碳原子分布在扁八面体间 隙，使晶体，直径d＝0.154nm＝1.54A° 在常温可通过扩散向晶内缺陷偏聚。
③扩散常数D0＝0.394mm2/ 秒 在130℃，移动0.2nm＝2A°需 2.5ms
2. 马氏体分解
当温度超过100℃时 马氏体便发生分解
2. α相保持 条状形态。
－K，同时在｛110｝M面上也析出θ-K； 3. ＞250℃孪晶亚结构逐步消失，至400℃全部消
失，同时产生位错胞及位错线。
接上表：
回火温度 （℃）
350～600
组织转变 阶段
回火组织、结构变化
α相回复， 1. 片状渗C体球化； 渗碳体球
化
2. α相回复，位错亚结构逐步消失，位移密度下降，剩余的位错
回火T↑，C原子的活动能力↑，能作较长距离扩散，K析出 后，周围低C浓度的α相，可以通过C扩散来消除C浓度差， 使K长大。α相的正方度随分解过程而不断下降。当T＝ 300℃，c/a＝1，接近平衡状态。
综上所述：
①马氏体的分解过程就是C原子 以碳化物形式不断析出的过程；
②对于高碳M，在100～250℃回火，固溶在M中的过饱和 C原子脱溶沉淀而析出ε-碳化物（ε-碳化物，用透射电 镜观察，它长1000A°（100nm），条状薄片的ε-K由 50A°左右的小粒子组成，如图 所示）。
此阶段对于高碳马氏体出现双相分解现象：
X-ray结构分析发现：回火温度T＜150℃，高碳马氏 体出现两个不同的正方度α ´相。
M分解以双相分解方式进行，表现为： ①具有高正方度的α´相保持原始C含量（α ´相的正方度
c/a＝1.054～1.062） ②具有低正方度的α ´相已部分析出碳化物（c/a＜1.013）
原因
①淬火M中碳原子分布在扁八面体间 隙，使晶体，直径d＝0.154nm＝1.54A° 在常温可通过扩散向晶内缺陷偏聚。
③扩散常数D0＝0.394mm2/ 秒 在130℃，移动0.2nm＝2A°需 2.5ms
2. 马氏体分解
当温度超过100℃时 马氏体便发生分解
2. α相保持 条状形态。
－K，同时在｛110｝M面上也析出θ-K； 3. ＞250℃孪晶亚结构逐步消失，至400℃全部消
失，同时产生位错胞及位错线。
接上表：
回火温度 （℃）
350～600
组织转变 阶段
回火组织、结构变化
α相回复， 1. 片状渗C体球化； 渗碳体球
化
2. α相回复，位错亚结构逐步消失，位移密度下降，剩余的位错
回火T↑，C原子的活动能力↑，能作较长距离扩散，K析出 后，周围低C浓度的α相，可以通过C扩散来消除C浓度差， 使K长大。α相的正方度随分解过程而不断下降。当T＝ 300℃，c/a＝1，接近平衡状态。
综上所述：
①马氏体的分解过程就是C原子 以碳化物形式不断析出的过程；
②对于高碳M，在100～250℃回火，固溶在M中的过饱和 C原子脱溶沉淀而析出ε-碳化物（ε-碳化物，用透射电 镜观察，它长1000A°（100nm），条状薄片的ε-K由 50A°左右的小粒子组成，如图 所示）。
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第三章 合金的时效
本章内容
• 1. 固溶处理、时效、时效硬 化、脱溶的基本概念。 • 2. 合金的脱溶过程和脱溶物的结构。
• 3. 合金过饱和固溶体脱溶转变的热力学和动力学。
• 4. 合金过饱和固溶体脱溶后的组织。
• 5. 合金过饱和固溶体脱溶转变时的性能变化。
• 6. 合金时效时产物的强化机制。
下来的空位浓度（因为空位能帮助溶质原子迁移）
。凡是能增加空位浓度的因素均能促进G.P区的形成
。
二、过渡相θ″的形成与结构
在GP[I]区的基础上铜原子进一步偏聚，GP区
进一步扩大，并有序化，即形成有序的富铜区，称为 GP[Ⅱ]区，为过渡相.常用θ″表示。 由于θ″相区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[I]区周围的畸变更大,
在基体中能形成强烈的应变场。
• 通过固溶处理和时效可以将合金的强度提高百分之几
十甚至几倍。
几种有色合金的热处理强化效果 合金 铝合金 镁合金 铍青铜
牌号
2A01
160 (退火) 300 (淬火＋自 然时效)
2A12
230 (退火) 440 (淬火＋自 然时效)
ZM5
180 (铸态) 440 (淬火＋人 工时效)
胞状组织与珠光体组织的区别在于：
由共析转变形成的珠光体中的两相(γ→α+Fe3C)
与母相在结构和成分上完全不同，而由非连续脱溶所
形成的胞状物的两相(α0→α1+β)中必有一相的结
构与母相相同，只是其溶质原子浓度不同于母相而已
。
• 非连续脱溶与连续脱溶相比有以下区别：
(ⅰ) 界面浓度变化不同 (ⅱ) 前者伴生再结晶，而后者不伴生再结晶。 (ⅲ) 前者析出物集中于晶界上，至少在析出过程初期如此 ，并形成胞状物；而后者析出物则分散于晶粒内部， 较为均 匀； (Ⅳ) 后者属于短程扩散，而前者属于长程扩散。
1. G.P.区特点： • • • • (1) 在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) 在热力学上是亚稳定的。 (4) G.P区在电子显微镜下观察呈圆盘状，有时候呈
球状或针状。
2. G.P区的显微组织及其结构模型
脱溶沉淀时的显微组织变化序列
• 脱溶沉淀时的显微组织变化序列可能的三种情况
1、连续非均匀脱溶加均匀脱溶：即局部脱溶加连续脱溶 • (a)首先发生连续非均匀脱溶(滑移面和晶界析出)，接着 发生连续均匀脱溶，连续均匀脱溶物尺寸很小。 • (b)随时间延长，连续均匀脱溶物已经长大。而再晶界和 滑移面上的连续非均匀脱溶物也已经长大，在晶界两侧形成 了无析出区，已经发生了过时效。 • (c)随时效过程的发展，析出物发生粗化和球化，连续非 均匀脱溶和均匀脱溶的析出物已经难以区别。基体中的溶质 浓度贫化，但基体未发生再结晶。
三、 过渡相θ′的形成与结构 • 随着时效过程铜原子在θ″相基础上继续偏聚，片状θ″相周
围的共格关系部分遭到破坏，当Cu和Al原子比为1:2时，形成
过渡相θ′。呈圆片状或碟形，尺寸为100nm数量级。
• 对位错运动的阻碍作用 减小，硬度开始降低。
• θ′相与基体α之间仍然保
持部分共格关系，而θ″
子富集区有序化θ″相→形成过渡相θ′→析出稳定
相θ(CuAl2)+平衡的α固溶体。
脱溶相的粗化
脱溶相形成后，在一定的条件下，溶质原子继续
向晶核聚集，使脱溶相不断长大。 界面能的降低就是脱溶相的粗化的驱动力。
三、合金时效动力学及其影响因素
合金脱溶沉淀过程的等温动力学曲线 • 动力学曲线呈 C 字形的原因是等温温度升 高，脱溶速度加快；但温度升高时固溶体过饱 和度减小，临界晶核尺寸增大，又使脱溶速度 减慢。
• G.P.区与母相保持共格关系，界面能较小，弹性应变能较大。
•
G.P.区的形状与溶质和溶剂的原子半 径差有关。 △R小于 3％时析出物呈球状， △R大于 5％时析出物
呈圆盘状。
3. G.P.区形成的原因:
G.P 区的形核是均匀分布的，其形核率与晶体中
非均匀分布的位错无关，而强烈依赖于淬火所保留
•
脱溶过程的规律： 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，则脱溶过程的 阶段也就越少。
影响脱溶动力学的因素 凡是影响形核率和长大速度的因素，都会影响 过饱和固溶体脱溶过程动力学。其影响因素包括 • • • 晶体缺陷的影响 合金成分的影响 时效温度的影响
二、合金的时效过程和脱溶物 的结构
以Al-Cu合金为例。在室温时的最大溶解度为 0.5%Cu，而在548℃时，极限溶解度为5.6%Cu。其
脱溶顺序为：G.P.区→θ″相→θ′相→θ相，
时效过程包括以下四个阶段： • G.P区的形成 • θ″的形成 • θ′的形成 • θ的形成
（1）合金时效过程的热力学
•
不同成分的A1-Cu合金在130℃时效时硬度与 脱溶相的变化规律。时效硬化主要依靠形成 G.P.区和θ″相，以形成θ″相的强化效果最 大，当出 现θ′相以后合金的硬度下降。
时效前期，弥散析出相所引起的硬化超 过了另外两个因素所引起的软化，因此硬 度将不断升高并可达到某一极大值。 时效后期，由于析出相所引起的硬化小于 另外两个因素所引起的软化，故导致硬度 下降，此为温时效。若时效时仅形成 G.P.区，硬度将单调上升并趋于一恒定值 ，此为冷时效。
原子的扩散，因此也与固溶体中的空位浓度有关。
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。低熔点合金的时效温度较低，而高熔点合金的 时效温度较高，如 Al 合金在 200℃以下，马氏体 时 效钢在 500℃左右。
•
•
一般来说，随溶质浓度增加，脱溶过程加快。
有些元素对时效各个阶段的影响是不同的，如 Cd 、Sn 使 G.P.区 形成速度显著降低。但 能促进θ′相沿 晶界析出。
五、脱溶时效过程中的的性能变化
一、冷时效和温时效 • 冷时效是指在较低温度下进行的时效，其硬度变化曲线的特 点是硬度一开始就迅速上升，达一定值后硬度缓慢上升或者 基本上保持不变。 • 冷时效的温度越高，硬度上 升就越快，所能达到的硬度 也就越高。冷时效过程中主 要形成G.P.区。
•
温时效是指在较高温度下发生的时效，硬度变化规律是开 始有一个孕育期，接着硬度迅速上升，达到一极大值后又随时
脱溶驱动力： 新相和母相的体系自由能差.
脱溶阻力：
形成脱溶相的界面能和应变能。
G.P.区：△G1＝a－ b θ″相：△G2＝a－ c θ′相：△G3＝a－ d θ相： △G4＝a－ e
（2 ）合金时效过程
一、G.P区的形成――形成铜原子富集区(GP区) 经固溶处理获得的过饱和固溶体,在发生分解之前 有一段准备过程,这段时间称为孕育期。随后，铜原子 在铝基固溶体(面心立方晶格)的{100}晶面上偏聚，形 成铜原子富集区，称为GP[I]区。
1. 晶体缺陷的影响
• 增加晶体缺陷，将使新相易于形成，使脱溶速度加快
• • • G.P.区形成时，Cu 原子按空位机制扩散。空位浓度就愈高 ，G.P.区的形成速度愈快。 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。 A1-Cu 合金中的θ″相、θ′相及θ相的析出也是需要通过 Cu
固溶时效处理示意图
• 合金具有沉淀强化效果的先决条件: (1)加入基体金属中的合金元素应有较高的极限固
溶度，且在其相图上有固溶度变化，其固溶度随温度
降低而显著减小；
(2)淬火后形成过饱和固溶体在时效过程中能析出
均匀，弥散的共格或半共格的亚稳相，在基体中能形 成强烈的应变场。 (3)沉淀强化相是硬度高的质点。
间延长而下降。温时效的温度越高，硬度上升就越快，达最大
值的时间就越短，但所能达到的最大硬度反而就越低。 • 冷时效与温时效的温度界 限视合金而异，A1合金一般约 在100℃左右。冷时效与温时 效往往是交织在一起的。
Al-38%Ag合金时效过程硬度 变化曲线
2159(Al-Cu-Mn-Mg基)铝合金180℃时效硬化变化曲线
2、连续脱溶加不连续脱溶 • • • (a)表示首先发生非连续脱溶，接着发生连续脱溶。 从(a)到(c)表示非连续脱溶的胞状组织(包括伴生的再结晶 )从晶界扩展至整个基体。 (d)表示析出物发生了粗化和球化。基体中溶质已发生贫化
，并已经发生了再结晶而使基体晶粒细化。
3、不连续脱溶 • • (a)到(c)表示非连续脱溶的胞状组织(伴生的再结 晶)从晶界扩展至整个基体。 (d)表示析出物粗化和球化。
四、时效后的显微组织
脱溶类型及其显微组织
脱溶沉淀的类型：
局部脱溶、连续脱溶和非连续脱溶。
一、局部脱溶沉淀及显微组织
局部脱溶析出物的晶核优先在晶界、亚晶界、滑移面、 孪晶界面、位错线、孪晶及其他缺陷处形成，这是由于这些 区域能量高，可以提供形核所需的能量。
常见的局部脱溶有滑移面析出和晶界析出。
某些时效型合金(如铝基、钛基、 铁基，镍基等)在晶界析出的同时， 还会在晶界附近形成一个无析出区。
3. 时效温度的影响 • 时效温度越高，原子活动性就越强，脱溶速度也就 越快。 • 但是随着时效温度升高，化学自由能差减小，同时 固溶 体的过饱和度也减小，这些又使脱溶速度降低 ，甚至不再脱溶 • A1-4％Cu-0.5％Mg 合金的时效温度从 200℃提高 到 220℃，时效时间可以从 4h 缩短为 1h。
QBe2
180 (软态) 440 (淬火＋人 工时效)
抗拉强度 MPa
•
固溶时效处理的一般步骤：固溶处理 → 过饱和 固溶体 → 时效(析出)→ 饱和固溶体＋析出相(弥散 相 )。 • 合金固溶(淬火)处理+时效热处理，其工艺操作与钢 基本相似，但强化机理与钢有本质上的不同。
本章内容
• 1. 固溶处理、时效、时效硬 化、脱溶的基本概念。 • 2. 合金的脱溶过程和脱溶物的结构。
• 3. 合金过饱和固溶体脱溶转变的热力学和动力学。
• 4. 合金过饱和固溶体脱溶后的组织。
• 5. 合金过饱和固溶体脱溶转变时的性能变化。
• 6. 合金时效时产物的强化机制。
下来的空位浓度（因为空位能帮助溶质原子迁移）
。凡是能增加空位浓度的因素均能促进G.P区的形成
。
二、过渡相θ″的形成与结构
在GP[I]区的基础上铜原子进一步偏聚，GP区
进一步扩大，并有序化，即形成有序的富铜区，称为 GP[Ⅱ]区，为过渡相.常用θ″表示。 由于θ″相区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[I]区周围的畸变更大,
在基体中能形成强烈的应变场。
• 通过固溶处理和时效可以将合金的强度提高百分之几
十甚至几倍。
几种有色合金的热处理强化效果 合金 铝合金 镁合金 铍青铜
牌号
2A01
160 (退火) 300 (淬火＋自 然时效)
2A12
230 (退火) 440 (淬火＋自 然时效)
ZM5
180 (铸态) 440 (淬火＋人 工时效)
胞状组织与珠光体组织的区别在于：
由共析转变形成的珠光体中的两相(γ→α+Fe3C)
与母相在结构和成分上完全不同，而由非连续脱溶所
形成的胞状物的两相(α0→α1+β)中必有一相的结
构与母相相同，只是其溶质原子浓度不同于母相而已
。
• 非连续脱溶与连续脱溶相比有以下区别：
(ⅰ) 界面浓度变化不同 (ⅱ) 前者伴生再结晶，而后者不伴生再结晶。 (ⅲ) 前者析出物集中于晶界上，至少在析出过程初期如此 ，并形成胞状物；而后者析出物则分散于晶粒内部， 较为均 匀； (Ⅳ) 后者属于短程扩散，而前者属于长程扩散。
1. G.P.区特点： • • • • (1) 在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) 在热力学上是亚稳定的。 (4) G.P区在电子显微镜下观察呈圆盘状，有时候呈
球状或针状。
2. G.P区的显微组织及其结构模型
脱溶沉淀时的显微组织变化序列
• 脱溶沉淀时的显微组织变化序列可能的三种情况
1、连续非均匀脱溶加均匀脱溶：即局部脱溶加连续脱溶 • (a)首先发生连续非均匀脱溶(滑移面和晶界析出)，接着 发生连续均匀脱溶，连续均匀脱溶物尺寸很小。 • (b)随时间延长，连续均匀脱溶物已经长大。而再晶界和 滑移面上的连续非均匀脱溶物也已经长大，在晶界两侧形成 了无析出区，已经发生了过时效。 • (c)随时效过程的发展，析出物发生粗化和球化，连续非 均匀脱溶和均匀脱溶的析出物已经难以区别。基体中的溶质 浓度贫化，但基体未发生再结晶。
三、 过渡相θ′的形成与结构 • 随着时效过程铜原子在θ″相基础上继续偏聚，片状θ″相周
围的共格关系部分遭到破坏，当Cu和Al原子比为1:2时，形成
过渡相θ′。呈圆片状或碟形，尺寸为100nm数量级。
• 对位错运动的阻碍作用 减小，硬度开始降低。
• θ′相与基体α之间仍然保
持部分共格关系，而θ″
子富集区有序化θ″相→形成过渡相θ′→析出稳定
相θ(CuAl2)+平衡的α固溶体。
脱溶相的粗化
脱溶相形成后，在一定的条件下，溶质原子继续
向晶核聚集，使脱溶相不断长大。 界面能的降低就是脱溶相的粗化的驱动力。
三、合金时效动力学及其影响因素
合金脱溶沉淀过程的等温动力学曲线 • 动力学曲线呈 C 字形的原因是等温温度升 高，脱溶速度加快；但温度升高时固溶体过饱 和度减小，临界晶核尺寸增大，又使脱溶速度 减慢。
• G.P.区与母相保持共格关系，界面能较小，弹性应变能较大。
•
G.P.区的形状与溶质和溶剂的原子半 径差有关。 △R小于 3％时析出物呈球状， △R大于 5％时析出物
呈圆盘状。
3. G.P.区形成的原因:
G.P 区的形核是均匀分布的，其形核率与晶体中
非均匀分布的位错无关，而强烈依赖于淬火所保留
•
脱溶过程的规律： 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，则脱溶过程的 阶段也就越少。
影响脱溶动力学的因素 凡是影响形核率和长大速度的因素，都会影响 过饱和固溶体脱溶过程动力学。其影响因素包括 • • • 晶体缺陷的影响 合金成分的影响 时效温度的影响
二、合金的时效过程和脱溶物 的结构
以Al-Cu合金为例。在室温时的最大溶解度为 0.5%Cu，而在548℃时，极限溶解度为5.6%Cu。其
脱溶顺序为：G.P.区→θ″相→θ′相→θ相，
时效过程包括以下四个阶段： • G.P区的形成 • θ″的形成 • θ′的形成 • θ的形成
（1）合金时效过程的热力学
•
不同成分的A1-Cu合金在130℃时效时硬度与 脱溶相的变化规律。时效硬化主要依靠形成 G.P.区和θ″相，以形成θ″相的强化效果最 大，当出 现θ′相以后合金的硬度下降。
时效前期，弥散析出相所引起的硬化超 过了另外两个因素所引起的软化，因此硬 度将不断升高并可达到某一极大值。 时效后期，由于析出相所引起的硬化小于 另外两个因素所引起的软化，故导致硬度 下降，此为温时效。若时效时仅形成 G.P.区，硬度将单调上升并趋于一恒定值 ，此为冷时效。
原子的扩散，因此也与固溶体中的空位浓度有关。
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。低熔点合金的时效温度较低，而高熔点合金的 时效温度较高，如 Al 合金在 200℃以下，马氏体 时 效钢在 500℃左右。
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一般来说，随溶质浓度增加，脱溶过程加快。
有些元素对时效各个阶段的影响是不同的，如 Cd 、Sn 使 G.P.区 形成速度显著降低。但 能促进θ′相沿 晶界析出。
五、脱溶时效过程中的的性能变化
一、冷时效和温时效 • 冷时效是指在较低温度下进行的时效，其硬度变化曲线的特 点是硬度一开始就迅速上升，达一定值后硬度缓慢上升或者 基本上保持不变。 • 冷时效的温度越高，硬度上 升就越快，所能达到的硬度 也就越高。冷时效过程中主 要形成G.P.区。
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温时效是指在较高温度下发生的时效，硬度变化规律是开 始有一个孕育期，接着硬度迅速上升，达到一极大值后又随时
脱溶驱动力： 新相和母相的体系自由能差.
脱溶阻力：
形成脱溶相的界面能和应变能。
G.P.区：△G1＝a－ b θ″相：△G2＝a－ c θ′相：△G3＝a－ d θ相： △G4＝a－ e
（2 ）合金时效过程
一、G.P区的形成――形成铜原子富集区(GP区) 经固溶处理获得的过饱和固溶体,在发生分解之前 有一段准备过程,这段时间称为孕育期。随后，铜原子 在铝基固溶体(面心立方晶格)的{100}晶面上偏聚，形 成铜原子富集区，称为GP[I]区。
1. 晶体缺陷的影响
• 增加晶体缺陷，将使新相易于形成，使脱溶速度加快
• • • G.P.区形成时，Cu 原子按空位机制扩散。空位浓度就愈高 ，G.P.区的形成速度愈快。 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。 A1-Cu 合金中的θ″相、θ′相及θ相的析出也是需要通过 Cu
固溶时效处理示意图
• 合金具有沉淀强化效果的先决条件: (1)加入基体金属中的合金元素应有较高的极限固
溶度，且在其相图上有固溶度变化，其固溶度随温度
降低而显著减小；
(2)淬火后形成过饱和固溶体在时效过程中能析出
均匀，弥散的共格或半共格的亚稳相，在基体中能形 成强烈的应变场。 (3)沉淀强化相是硬度高的质点。
间延长而下降。温时效的温度越高，硬度上升就越快，达最大
值的时间就越短，但所能达到的最大硬度反而就越低。 • 冷时效与温时效的温度界 限视合金而异，A1合金一般约 在100℃左右。冷时效与温时 效往往是交织在一起的。
Al-38%Ag合金时效过程硬度 变化曲线
2159(Al-Cu-Mn-Mg基)铝合金180℃时效硬化变化曲线
2、连续脱溶加不连续脱溶 • • • (a)表示首先发生非连续脱溶，接着发生连续脱溶。 从(a)到(c)表示非连续脱溶的胞状组织(包括伴生的再结晶 )从晶界扩展至整个基体。 (d)表示析出物发生了粗化和球化。基体中溶质已发生贫化
，并已经发生了再结晶而使基体晶粒细化。
3、不连续脱溶 • • (a)到(c)表示非连续脱溶的胞状组织(伴生的再结 晶)从晶界扩展至整个基体。 (d)表示析出物粗化和球化。
四、时效后的显微组织
脱溶类型及其显微组织
脱溶沉淀的类型：
局部脱溶、连续脱溶和非连续脱溶。
一、局部脱溶沉淀及显微组织
局部脱溶析出物的晶核优先在晶界、亚晶界、滑移面、 孪晶界面、位错线、孪晶及其他缺陷处形成，这是由于这些 区域能量高，可以提供形核所需的能量。
常见的局部脱溶有滑移面析出和晶界析出。
某些时效型合金(如铝基、钛基、 铁基，镍基等)在晶界析出的同时， 还会在晶界附近形成一个无析出区。
3. 时效温度的影响 • 时效温度越高，原子活动性就越强，脱溶速度也就 越快。 • 但是随着时效温度升高，化学自由能差减小，同时 固溶 体的过饱和度也减小，这些又使脱溶速度降低 ，甚至不再脱溶 • A1-4％Cu-0.5％Mg 合金的时效温度从 200℃提高 到 220℃，时效时间可以从 4h 缩短为 1h。
QBe2
180 (软态) 440 (淬火＋人 工时效)
抗拉强度 MPa
•
固溶时效处理的一般步骤：固溶处理 → 过饱和 固溶体 → 时效(析出)→ 饱和固溶体＋析出相(弥散 相 )。 • 合金固溶(淬火)处理+时效热处理，其工艺操作与钢 基本相似，但强化机理与钢有本质上的不同。