第六章 脱溶沉淀及时效
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脱溶(沉淀) 脱溶与调幅分解研究生学习 教学PPT课件
分散电镀（细硬粒子与金属发生共沉积）
(25)
二、脱溶驱动力
➢在脱溶过程中，新相核心成分不同于母相，而且新相在成核、长大 过程中成分还可能变化。 ➢Gv、、uv都是成分的函数，所以形核功是难以确定。
图解法
(C0 ) (C ) (C )
Gv——体积自由能 fv——原子自由能
Gv
fv
N V
(26) 1、平衡相（脱溶完成）∆fv
C0
f0 C0
f C
(30)
所以，原子自由能
fv
G总 N
( f
f0 ) (C
C0
)
df dC
C0
AB EB
EA
三、沉淀相的聚集（粗化coarsening、ripening）
1、粗化方式：小粒子溶解、大粒子长大 2、粗化驱动力：界面能的降低（或浓度梯度） 3、粒子浓度与尺寸的关系：Gibbs-Thomson效应方程
BD C0 C
C C
fv KE
(28) 2、脱溶初始（ＧＰ区）fv
脱溶开始时，由于能量起伏，成分起伏，引起浓度变化， 则系统自由能改变总量：
G总 N ( f f0 ) N ( f f0 )..................................(1)
由于溶质总量不变（物质守恒）
350
90
98
24.4
(47)
↑50MPa ↑30MPa ↑80MPa ↑40MPa
1 11 (a)
TEM显微组织
(b)
Ω
(c)
(d)
(48)
合金1入射电子束方向为<100>， 合金中存在沿基体[001]和[010]方 向均匀分布的片状θ’相，还可看 到少量细小的针状S’相
(25)
二、脱溶驱动力
➢在脱溶过程中，新相核心成分不同于母相，而且新相在成核、长大 过程中成分还可能变化。 ➢Gv、、uv都是成分的函数，所以形核功是难以确定。
图解法
(C0 ) (C ) (C )
Gv——体积自由能 fv——原子自由能
Gv
fv
N V
(26) 1、平衡相（脱溶完成）∆fv
C0
f0 C0
f C
(30)
所以，原子自由能
fv
G总 N
( f
f0 ) (C
C0
)
df dC
C0
AB EB
EA
三、沉淀相的聚集（粗化coarsening、ripening）
1、粗化方式：小粒子溶解、大粒子长大 2、粗化驱动力：界面能的降低（或浓度梯度） 3、粒子浓度与尺寸的关系：Gibbs-Thomson效应方程
BD C0 C
C C
fv KE
(28) 2、脱溶初始（ＧＰ区）fv
脱溶开始时，由于能量起伏，成分起伏，引起浓度变化， 则系统自由能改变总量：
G总 N ( f f0 ) N ( f f0 )..................................(1)
由于溶质总量不变（物质守恒）
350
90
98
24.4
(47)
↑50MPa ↑30MPa ↑80MPa ↑40MPa
1 11 (a)
TEM显微组织
(b)
Ω
(c)
(d)
(48)
合金1入射电子束方向为<100>， 合金中存在沿基体[001]和[010]方 向均匀分布的片状θ’相，还可看 到少量细小的针状S’相
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
固态相变初步
第六章 固态相变初步固态相变是从固相到固相的转变，即反应相和生成相均是固态。
固态相变的生成相可能是平衡相， 也可能是亚稳相；可能是稳态组织，也可能是亚稳态组织。
即：稳态组织，平衡相 固态相变的产物 亚稳态组织，平衡相 亚稳态组织，亚稳相 固态相变可分为两大类：扩散型相变和非扩散型相变 6.1 扩散型相变扩散型相变有五种：1）沉淀 (脱溶、析出)相变 新相从母相中沉淀析出 β α脱溶相变一般都是经过形核和长大两个过程，与结晶过程相似。
2) 共析分解γ α＋β典型实例：珠光体转变3) 调幅分解α α1+α2特征：1、α、α1、α2结构相同，点阵常数不同 2、没有形核过程3、成分分布呈调幅波 （图1、图2）形成条件： 从化学成分的角度，调幅分解必需发生在G －X 曲线的拐点内（化学调幅），如图3所示。
图1图2图34) 块状转变 （图4、图5）βα 不同于脱溶晶界形核，快速长大，形貌无规则（图4）图55) 有序化转变 分两种类型（图6）：一种有形核（有序畴）长大过程属一级相变（图7），另一种没有形核长大过程 （图8)，属二级相变。
图6 图7 图8 6.2 沉淀相变从组织的角度，沉淀相变可分为连续沉淀和非连续沉淀，连续沉淀的生成相可能是稳态组织，也可能是非稳态组织。
从工艺的角度，沉淀相变可以在冷却过程中发生，也可以在时效过程中发生。
所谓时效是指将材料置于一定的温度下保温。
时效分人工时效和自然时效。
后者是在室温下自然放置，前者则是人为地将材料置于设定的温度，时效的时间根据时效时间和材料性能之间的关系而决定。
因此，在工业上也有时效相变的说法。
沉淀相变的分类方法可参看图9.图96.2.1连续沉淀和非连续沉淀 （1） 连续沉淀一般情况下脱溶是以连续沉淀的方式进行的连续脱溶的形核大多数是非均匀形核（因为晶体内部存在大量缺陷），形核借助于缺陷，因此可能的形核位置有，晶界、位错、和空位。
如：高温合金中的γ’相。
（图10） 脱溶相呈均匀分布一般不是均匀形核。
9 合金的脱溶沉淀与时效
（3）凡有GP预沉淀过程，硬化皆出现二步性； （4）除2%Cu-Al合金外，硬度最高值对应着θ’’相 的大量析出、 θ’刚开始析出。
6.4沉淀相粒子的长大和粗化
6.4.1 沉淀相粒子的长大 非共格界面的三种生长方式： 1.片状沉淀相的侧向长大 生长速率取决于界面附近的 浓度梯度dC/dx：
( C C ) dx D v dx dt D dC dx
在Al-Ag系和Al-Zn系合金中，溶 质原子半径和溶剂原子半径之间 差值很小，在G.P.区形成时所发 生的弹性应变能相对较小，而界 面能则 相 球状。如图所示，此图
为通过G.P.区中心的一个截面， 小圆表示G.P.区，大圆和小圆之
间表示贫溶质原子区（贫银区）。
来越慢：
v
D t
（5.29）
（3）生长速率正比于过饱和度：
v (C 0 C )
（5.30）
的时效现象一般是较为显著的。
一般而言，在固溶体析出 情况中，临界晶核尺寸和临界 晶核形成功也是随着体积自由 能差值的增加而减小的。在时
效温度相等的条件下，随着溶
质元素含量的增加，即随着固 溶体过饱和度的增加，析出物
的临界尺寸是减小的，在溶质
元素含量相等的情况下，随着 时效温度的降低，临界晶核尺
寸是减小的，这是因为固溶体
时效：在析出过程中，合金的机械性能、物理性能、化学
性能等随之发生变化，这种现象称为时效。
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
第六章 脱溶沉淀及时效
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第二节 脱溶沉淀热力学及 脱溶沉淀过程
1、脱溶沉淀热力学
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实际的过饱和固溶体脱溶，并不直接析出平衡 相，而使先形成溶质原子偏聚区(G.P.区)、过渡 相、最后形成平衡脱溶沉淀相。 过饱和固溶体 偏聚区(G.P.区) 过渡相（亚 稳相） 平衡脱溶沉淀相。
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不连续脱溶机制：
过饱和固溶体中，溶质原子首先在晶界处偏聚， 接着以质点形式脱溶析出相，并将部分晶界固 定，随后相呈片状 长入与其无位向关系的母 相基体中。片状的两侧 出现溶质原子贫化区（1） 相，而在1相外侧，沿母 相晶界又可形成新的相。
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目前有两种机制解释无沉淀带的产生：贫溶质机
制和贫空位机制。
1）贫溶质机制：晶界处脱溶较快，较早地析出
脱溶相，因而吸收了附近的溶质原子，使周围基
体溶质原子贫乏而无法析出脱溶相，造成无沉淀
带。
2）贫空位机制：无析出带的成因，是因为该区
域内的空位密度低，使溶质原子的扩散变得困难，
不连续脱溶的显微组织特征是脱溶相沿晶界不 均匀形核，脱溶相与周围基体两相耦合成长， 逐步向晶内扩展，在晶界附近形成界限明显的 脱溶组织区域，称为胞状或瘤状物。胞状物一 般由两相组成，一为平衡脱溶相；另一相为基 体，系贫化的固溶体。
不连续脱溶时，脱溶胞与基体间是非共格的大 角度晶界；脱溶胞内的和片都与原始基体 形成非共格界面。
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Al2CuMg Al
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Al2CuMg
第二节 脱溶沉淀热力学及 脱溶沉淀过程
1、脱溶沉淀热力学
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实际的过饱和固溶体脱溶，并不直接析出平衡 相，而使先形成溶质原子偏聚区(G.P.区)、过渡 相、最后形成平衡脱溶沉淀相。 过饱和固溶体 偏聚区(G.P.区) 过渡相（亚 稳相） 平衡脱溶沉淀相。
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不连续脱溶机制：
过饱和固溶体中，溶质原子首先在晶界处偏聚， 接着以质点形式脱溶析出相，并将部分晶界固 定，随后相呈片状 长入与其无位向关系的母 相基体中。片状的两侧 出现溶质原子贫化区（1） 相，而在1相外侧，沿母 相晶界又可形成新的相。
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目前有两种机制解释无沉淀带的产生：贫溶质机
制和贫空位机制。
1）贫溶质机制：晶界处脱溶较快，较早地析出
脱溶相，因而吸收了附近的溶质原子，使周围基
体溶质原子贫乏而无法析出脱溶相，造成无沉淀
带。
2）贫空位机制：无析出带的成因，是因为该区
域内的空位密度低，使溶质原子的扩散变得困难，
不连续脱溶的显微组织特征是脱溶相沿晶界不 均匀形核，脱溶相与周围基体两相耦合成长， 逐步向晶内扩展，在晶界附近形成界限明显的 脱溶组织区域，称为胞状或瘤状物。胞状物一 般由两相组成，一为平衡脱溶相；另一相为基 体，系贫化的固溶体。
不连续脱溶时，脱溶胞与基体间是非共格的大 角度晶界；脱溶胞内的和片都与原始基体 形成非共格界面。
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Al2CuMg Al
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Al2CuMg
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
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
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
第五章_脱溶沉淀
6.4.2 低碳钢的时效 所谓低碳钢的时效，是指间隙原子碳、氮在αFe中的脱溶所引起的性能变化。
氮原子偏聚区 → 过渡相α ''− Fe16 N 2 → 平衡相γ ' − Fe4 N
Fe-N过饱和固溶体脱溶时N原子偏聚区的TEM像
6.4.3回火
含碳量在0.23%以上 的马氏体存在沉淀过程。
碳钢马氏体的沉淀贯序：
第六章 脱溶沉淀
6.1沉淀的基本概念 6.1.1沉淀的条件 只要固溶体的溶解度 随温度发生变化，都会 出现沉淀。 固溶处理：使第二相充 分溶入固溶体中，然后 保持到室温。 时效处理：将过饱和固 溶体在一定温度下保温 一定的时间使之发生沉 淀，使第二相弥散析出。
6.1.2沉淀的分类 1.连续沉淀和不连续沉淀 ①连续沉淀：以孤立小颗 粒或薄片在母相中形成。 ②不连续沉淀：在晶界形 核逐步向晶内发展、长大。
dr 2 D γ V B C αβ ( ∞ ) 1 1 = − （6.40） dt kTr r r
2 D γ V B C αβ ( ∞ ) 1 1 dr = − （6.40） 的几点讨论： dt kTr r r
dr (1) r < r时， < 0，半径小于 r的粒子溶解； dt dr ( 2 ) r > r时， > 0，半径大于 r的粒子长大； dt dr ( 3 ) r = 2 r时， 为极大值，即 r = 2 r的粒子长大最快； dt ( 4 ) 粗化过程中，小粒子溶 解，大粒子长大； （5 （5）升温加快粗化过程。
体积分数一定，粒子半径越 f—粒子的体积百分数。 大，强化效果越大。
6.6.2位错绕过颗粒机制（Orowan理论） 强化增量：
Gbf 2r ∆τ = ln( ) （6.44） r r0
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无沉淀带：某些铝基、钛基、铁基、镍基等时效 型合金在晶界处的局部脱溶往往在紧靠晶界附近 形成一条无沉淀带。
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目前有两种机制解释无沉淀带的产生：贫溶质机 制和贫空位机制。 1）贫溶质机制：晶界处脱溶较快，较早地析出 脱溶相，因而吸收了附近的溶质原子，使周围基 体溶质原子贫乏而无法析出脱溶相，造成无沉淀 带。 2）贫空位机制：无析出带的成因，是因为该区 域内的空位密度低，使溶质原子的扩散变得困难， 因此使G.P.区及亚稳中间相等均难以析出。空位 密度低是因为固溶处理冷却时靠近晶界的空位扩 散到晶界而消失。
第三节 脱溶沉淀后的显微组织
1、连续脱溶的显微组织
普遍脱溶：整个固溶体中普遍地发生脱溶并析出 均匀分布的脱溶沉淀相，而与晶界、位错线等无 关。一般会对合金性能产生较好的影响。
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局部脱溶：普遍脱溶前，较早地从晶界、亚晶界、 滑移面、位错线、夹杂物界面及其它晶体缺陷处 优先形核，使该处较早地出现脱溶相质点的脱溶。 是一种不均匀形核。
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2、不连续脱溶的显微组织
不连续脱溶的显微组织类似珠光体，固溶体的 浓度分布类似双相分解 o 1 + 。其中为 原始相；平衡脱溶相；1胞状脱溶区的相。
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不连续脱溶的显微组织特征是脱溶相沿晶界不 均匀形核，脱溶相与周围基体两相耦合成长， 逐步向晶内扩展，在晶界附近形成界限明显的 脱溶组织区域，称为胞状或瘤状物。胞状物一 般由两相组成，一为平衡脱溶相；另一相为基 体，系贫化的固溶体。 不连续脱溶时，脱溶胞与基体间是非共格的大 角度晶界；脱溶胞内的和片都与原始基体 形成非共格界面。
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脱溶或沉淀：从过饱和固溶体中析出沉淀相或形 成溶质原子聚集区以及亚稳定过渡相的过程。 是一种扩散型相变。弥散新相的沉淀将使合金的 硬度升高，称为沉淀硬化。
时效处理：合金经固溶处理后在室温或高于室温 的适当温度保温，以达到沉淀硬化目的的热处理 工艺，称为时效。分为自然时效和人工时效。
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不连续脱溶机制：
过饱和固溶体中，溶质原子首先在晶界处偏聚， 接着以质点形式脱溶析出相，并将部分晶界固 定，随后相呈片状 长入与其无位向关系的母 相基体中。片状的两侧 出现溶质原子贫化区（1） 相，而在1相外侧，沿母 相晶界又可形成新的相。
调幅分解是固溶体分解的一种特殊形式。调幅 分解的产物只有溶质的富化区和贫化区，且二 者之间没有清晰的相界面。
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1、调幅分解的热力学条件
发生增幅分解的热力学条件： 合金成分必须位于自由能− 成分曲线的两个拐点之间。
Co Ca + Cb
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6
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2、脱溶沉淀过程
以Al-Cu合金为例，平衡脱溶相为Al2Cu （ ） 1）G.P. 区的形成 溶质原子偏聚区，与母相共格。
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2）的形成 G.P. 区沿直径和厚度方向长大 形成相。正方点阵，与母相保 持共格。
35
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第七节 固溶处理及时效工艺
1、合金固溶处理后性能的变化
合金固溶处理后性能的变化与相成分、合金原 始组织、固溶处理状态组织特征、固溶处理条 件、预先热处理等一系列因素有关。
与铸态相比，铸造合金固溶处理后强度与塑性 均提高。
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产生调幅分解的合金必 须具有均匀固溶体分解 为两相固溶体的状态图， 且这两相固溶体具有相 同的晶体结构，成分−自 由能曲线是连续的。 除此之外，发生调幅分 解的另一个条件是合金 中可以进行扩散。
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2、调幅分解过程
调幅分解过程中，富B元素的区域进一步富化，贫B元 素区域进一步贫化，两区域间没有明显分界线； 上坡扩散。
2、固溶处理和时效参数对材料性能的影响
在不发生过烧或过热的前提下，提高固溶处理 温度可以加速时效过程。
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3、固溶处理规程的选择
1）固溶处理温度可在T1T2之间选择。 2）固溶处理温度越高，保温时间越短。 3）合金冷却速度须大于临界速度Vc。
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3
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具有脱溶沉淀转变的条件：合金在平衡相图上 有固溶度的变化，且固溶度随温度降低而减少。
可分为连续脱溶与不连续脱溶： 连续脱溶：脱溶时，随新相的形成，母相成分 连续地、平缓地有过饱和转变为饱和状态。 不连续脱溶：脱溶相一旦形成，则其周围一定 距离内的固溶体立即由过饱和达到饱和状态， 并与原始成分的固溶体形成截然的分界面。
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绕 = 2Gb/L
G: 切变模量； b: 柏氏矢量；L: 相邻析出相颗粒间距。
绕过机制使得合金强化的增量大致为：
绕 f ½ r −1
1）相邻析出相颗粒间距越小，则强化效应越大； 2）当颗粒体积分数一定时，脱溶相颗粒半径越 小，则强化效应越显著，并按 r−1变化； 3）当脱溶相半径一定时，其体积分数越大，则 强化效应越高，并按 f ½变化。
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3、调幅分解组织与性能
固溶体按扩散—偏聚机制分解时，脱溶相与基体 始终保持共格关系，因为新相与母相仅在化学成 分上有差异，而晶体结构是相同的。
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调幅分解时，成分按正弦规律变化，故调幅分 解组织具有规律性。溶质原子与溶剂原子半径 存在差异，为维持共格，降低弹性能，析出相 总是沿着弹性应变阻力小的晶向进行，形成定 向排列的特征。 调幅分解组织的方向性易受应力场和磁场的影 响，利用这点可以调整调幅分解的组织结构。
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3）温度的影响 温度高，原子活动能力大，则脱溶沉淀速度 快；但温度高时，过饱和度及自由能差减小， 又会导致脱溶沉淀速度减慢。
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第五节 脱溶沉淀时性能的变化
1、冷时效与温时效
冷时效：较低温度下进行的时
峰时效 过时效
效，其硬度曲线变化的特点是硬 欠时效 度一开始迅速上升，达到一定值 后硬度缓慢上升或者基本保持不 变。一般Al合金或Cu合金冷时效 只形成G.P.区。 温时效：在较高温度下进行的时效，其硬度曲线变化 的特点是，在初期有一孕育期，以后硬度迅速升高， 达到一极大值后，硬度又随时间延长而下降。一般认 为温时效析出的是过渡相与平衡相。 23 Yuxi Chen
3）的形成 时效温度进一步提高将形成相，不均匀形核， 薄片状，正方点阵，与母相保持部分共格。
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4）的形成 一般认为，由长大而成。相也具有正方点 阵，与母相非共格。平衡相形成后合金硬度下降。
其他时效硬化合金与Al-Cu合金类似，出现中 间过渡相，但不一定有四个阶段。
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第二节 脱溶沉淀热力学及 脱溶沉淀过程
1、脱溶沉淀热力学
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实际的过饱和固溶体脱溶，并不直接析出平衡 相，而使先形成溶质原子偏聚区(G.P.区)、过渡 相、最后形成平衡脱溶沉淀相。 过饱和固溶体 偏聚区(G.P.区) 过渡相（亚 稳相） 平衡脱溶沉淀相。
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2、等温脱溶沉淀动力学图的影响因素
1）晶体缺陷影响 空位多，则脱溶沉淀的速度快。晶界、位错 等具有与空位相似的作用。 不同缺陷对不同脱溶沉淀相的影响不同。空 位促进G.P.区的形成；位错促进相的形成。 2）合金成分的影响 合金熔点低，则脱溶沉淀速度快；熔点高， 则脱溶沉淀速度慢。 溶质原子与溶剂原子的性能差别大，则沉淀 速度快，过饱和度大，沉淀速度快。 Yuxi Chen
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3、回归现象
若把经过低温时效硬化的合金放在固溶处理温 度之下比较高的温度下短期加热并迅速冷却， 时效硬化现象会立即消除，硬度基本恢复到固 溶处理状态，称为回归。
产生原因：通过时效形成的G.P.区在加热到稍高 于G.P.区固溶度曲线温度时，G.P.区会溶解，因 而导致硬化现象消失。而过渡相和平衡相则由 于保温时间短来不及析出。
3、脱溶相的粗化
脱溶相形核后，溶质原子的聚集使得脱溶相不 断长大。进一步的长大是通过大质点长大、小质 点消失的方式进行，称为奥斯特华德熟化 （Ostwald ripening）。
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Al2CuMg Al2CuMg
Al2CuMg
Al
Al
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时效时硬度发生变化的原因： 1）固溶体的贫化； 2）基体的回复与再结晶； 3）脱溶沉淀相的析出。
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2、时效硬化机制
1）内应变强化 脱溶沉淀相或溶质原子与母相金属之间存在 一定错配度时，便产生了应力场，阻碍位错运 动。