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1、指导老师：武淑艳学生：廖帆帆学号：13843061脱 溶 以铝铜合金为例一、脱溶过程和脱溶物的结构一、脱溶过程和脱溶物的结构二、脱溶后的显微组织二、脱溶后的显微组织三、铝铜合金的时效过程三、铝铜合金的时效过程一、脱溶过程和脱溶物的结构一、脱溶过程和脱溶物的结构脱溶脱溶(precipitation):在热激活足够的条件下由含某种溶质在热激活足够的条件下由含某种溶质的过饱和固溶体中析出溶质相或中间相的相变过程的过饱和固溶体中析出溶质相或中间相的相变过程。按造成脱溶的条件分按造成脱溶的条件分平衡脱溶平衡脱溶时效脱溶时效脱溶按脱溶过程分按脱溶过程分连续脱溶连续脱溶不连续脱溶不连续脱溶合金脱溶过程合金脱
2、溶过程一般地：一般地：G.P.区形成区形成过渡相形成平衡相形成在在Al-Cu合金中，合金中，G.P.区代表区代表Cu原子的偏聚区，为纪念原子的偏聚区，为纪念Gunier及及Preston的工作而得名，现在用来泛指任何固溶体的工作而得名，现在用来泛指任何固溶体中的溶质原子偏聚区。中的溶质原子偏聚区。G.P.区特点：区特点：(1)过饱和固溶体的分解初期形成，形成速度很快，匀整形过饱和固溶体的分解初期形成，形成速度很快，匀整形核，匀整分布核，匀整分布(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关系(3)热力学上亚稳热力学上亚稳Al-Cu系
3、合金中的G.P.区及其结构模型过渡相形成：过渡相形成：以以G.P.区为基础渐渐转变为过渡相，区为基础渐渐转变为过渡相，Al-Cu合金合金过渡相独立地形核长大，过渡相独立地形核长大，Al-Ag合金合金长大到破坏共格关系时长大到破坏共格关系时平衡相平衡相相四周的畸变区相四周的畸变区相与基体的部分共格关系相与基体的部分共格关系二、脱溶后的显微组织二、脱溶后的显微组织连续脱溶（非匀整脱溶匀整脱溶）连续脱溶（非匀整脱溶匀整脱溶）先发生连续非匀整脱溶，随后发生连续匀整脱溶。先发生连续非匀整脱溶，随后发生连续匀整脱溶。析出相匀整分布在与母相结构相同的固溶体中。析出相匀整分布在与母相结构相同的固溶体中。非连续
4、脱溶连续脱溶非连续脱溶连续脱溶先发生非连续脱溶，析出物在晶界集结形成胞状组先发生非连续脱溶，析出物在晶界集结形成胞状组织，伴有再结晶发生，随后发生连续脱溶，析出相匀整分织，伴有再结晶发生，随后发生连续脱溶，析出相匀整分布在与母相结构相同的固溶体中。析出物发生粗化和球化。布在与母相结构相同的固溶体中。析出物发生粗化和球化。非连续脱溶非连续脱溶先发生非连续脱溶，析出物在晶界集结形成胞状组先发生非连续脱溶，析出物在晶界集结形成胞状组织，伴有再结晶发生，析出物发生粗化和球化。织，伴有再结晶发生，析出物发生粗化和球化。脱溶析出产物显微组织变更的依次示意图脱溶析出产物显微组织变更的依次示意图三、铝铜合金的
5、时效过程三、铝铜合金的时效过程以以Cu-Al合金为例。在室温时的最大溶解度为合金为例。在室温时的最大溶解度为0.5%Cu，而在，而在548时，极限溶解度为时，极限溶解度为5.6%Cu。Al-Cu合金合金在室温时的平衡组织为合金合金在室温时的平衡组织为CuAl2，加热到固溶线，加热到固溶线FD以上，其次相以上，其次相CuAl2完全溶入完全溶入固溶体中，淬火后获得铜在铝中的过饱和固溶体。当再加热到固溶体中，淬火后获得铜在铝中的过饱和固溶体。当再加热到 130进行进行时效，其脱溶依次为：时效，其脱溶依次为：G.P.区区相相相相相，即在平衡相相，即在平衡相()出现之前，有三个过出现之前，有三个过渡脱溶
6、物相继出现。渡脱溶物相继出现。时效过程包括以下四个阶段时效过程包括以下四个阶段时效过程包括以下四个阶段时效过程包括以下四个阶段：G.P区的形成区的形成的形成的形成的形成的形成的形成的形成3.1 3.1 合金时效过程的热力学合金时效过程的热力学合金时效过程的热力学合金时效过程的热力学脱溶时的能量变更符合一般的固态相变规律。脱溶驱动力是新相和母相的化学自由能差，脱溶时的能量变更符合一般的固态相变规律。脱溶驱动力是新相和母相的化学自由能差，脱溶阻力是形成脱溶相的界面能和应变能。下图为脱溶阻力是形成脱溶相的界面能和应变能。下图为Al-Cu合金在某一温度下脱溶时各个合金在某一温度下脱溶时各个阶段的化学自
7、由能成分关系。阶段的化学自由能成分关系。G.P.区：区：G1ab相：相：G2ac相：相：G3ad相：相：G4ae由图可见，由图可见，G1G2G3G4，即形成即形成G.P.区时的相变驱动力最小。区时的相变驱动力最小。3.2 3.2 合金时效过程合金时效过程合金时效过程合金时效过程一、一、一、一、G.PG.P区的形成区的形成区的形成区的形成形成铜原子富集区形成铜原子富集区形成铜原子富集区形成铜原子富集区(GP(GP区区区区)经固溶处理获得的过饱和固溶体经固溶处理获得的过饱和固溶体经固溶处理获得的过饱和固溶体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在发生分解之前有一段准备过程在发生
8、分解之前有一段准备过程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这段时间称为孕育期。随后，铜原子在铝基固溶体这段时间称为孕育期。随后，铜原子在铝基固溶体这段时间称为孕育期。随后，铜原子在铝基固溶体(面心立方晶格面心立方晶格面心立方晶格面心立方晶格)的的的的100100晶面上偏聚，形成铜原子富集区，称为晶面上偏聚，形成铜原子富集区，称为晶面上偏聚，形成铜原子富集区，称为晶面上偏聚，形成铜原子富集区，称为GPIGPI区。区。区。区。G.PG.P区的发觉：区的发觉：区的发觉：区的发觉：19381938年，年，年，年，A.GuinierA.Guinier和和和和G.D.
9、PrestorG.D.Prestor用用用用X X射线结构射线结构射线结构射线结构分析方法各自独立发觉，分析方法各自独立发觉，分析方法各自独立发觉，分析方法各自独立发觉，AlAlCuCu合金单晶体自然时效时在基体的合金单晶体自然时效时在基体的合金单晶体自然时效时在基体的合金单晶体自然时效时在基体的100100面上偏聚了一些铜原子，构成了富铜的碟状薄片（约含铜面上偏聚了一些铜原子，构成了富铜的碟状薄片（约含铜面上偏聚了一些铜原子，构成了富铜的碟状薄片（约含铜面上偏聚了一些铜原子，构成了富铜的碟状薄片（约含铜9090）。为纪念这两位发觉者，将这种两维原子偏聚区命名为。为纪念这两位发觉者，将这种两维
10、原子偏聚区命名为。为纪念这两位发觉者，将这种两维原子偏聚区命名为。为纪念这两位发觉者，将这种两维原子偏聚区命名为G.PG.P区。现在区。现在区。现在区。现在人们把其他合金中的偏聚区也成为人们把其他合金中的偏聚区也成为人们把其他合金中的偏聚区也成为人们把其他合金中的偏聚区也成为G.PG.P区。区。区。区。1.G.P.区特点：区特点：(1)在过饱和固溶体的分解初期在母相的在过饱和固溶体的分解初期在母相的100晶面上形成，形晶面上形成，形成速度很快，匀整分布。成速度很快，匀整分布。(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；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；与基体
11、不同之处是与基体不同之处是GPI区中铜原子的浓度较高，引起点阵的严峻区中铜原子的浓度较高，引起点阵的严峻畸变畸变,阻碍位错运动，因而合金的强度、硬度提高。阻碍位错运动，因而合金的强度、硬度提高。(3)在热力学上是亚稳定的。在热力学上是亚稳定的。(4)G.P区在电子显微镜下视察呈圆盘状，直径约为区在电子显微镜下视察呈圆盘状，直径约为8nm，厚度，厚度约为约为0.30.6nm。2.G.P2.G.P区的显微组织及其结构模型区的显微组织及其结构模型区的显微组织及其结构模型区的显微组织及其结构模型 结构模型为结构模型为 G.P.区右半部横截面，图面平行于区右半部横截面，图面平行于 Al 原子点阵原子点阵
12、(100)面；面；Cu原子层在原子层在(001)面上形成面上形成；G.P.区与母相保持共格关系，界面能较小，弹性应变能较大。区与母相保持共格关系，界面能较小，弹性应变能较大。G.P.区的形态与溶质和溶剂的原子半区的形态与溶质和溶剂的原子半 径差有关。径差有关。R小小于于 3时析出物呈球状，时析出物呈球状，R大于大于 5时析出物呈圆盘状。时析出物呈圆盘状。A1-Cu 合金中合金中 的的 G.P.区呈圆盘状，区呈圆盘状，A1-Ag 和和 Al-Zn 合金合金的的 G.P.区呈球状。区呈球状。G.P.区的尺寸和密度与合金成分、时效温度和时效时区的尺寸和密度与合金成分、时效温度和时效时间等因素有关。间
13、等因素有关。G.P.区的数目比位错数目要大得多。形核主要是依靠区的数目比位错数目要大得多。形核主要是依靠浓度起伏的匀整形浓度起伏的匀整形 核，而依靠位错的不匀整形核则不起核，而依靠位错的不匀整形核则不起主要作用。主要作用。3.G.P.区形成的缘由区形成的缘由:G.P区的形核是匀整分布的，其形核率与晶体中非匀区的形核是匀整分布的，其形核率与晶体中非匀整分布的位错无关，而猛烈依靠于淬火所保留下来的空位整分布的位错无关，而猛烈依靠于淬火所保留下来的空位浓度（因为空位能帮助溶质原子迁移）。凡是能增加空位浓度（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浓度的因素均能促进G.P区的形成
14、。例如：固溶温度越高，区的形成。例如：固溶温度越高，冷却速度越快，则淬火后固溶体保留的空位就越多，有利冷却速度越快，则淬火后固溶体保留的空位就越多，有利于增加于增加G.P区的数量并使其尺寸减小。区的数量并使其尺寸减小。二、过渡相二、过渡相二、过渡相二、过渡相的形成与结构的形成与结构的形成与结构的形成与结构在在在在GPIGPI区的基础上铜原子进一步偏聚，区的基础上铜原子进一步偏聚，区的基础上铜原子进一步偏聚，区的基础上铜原子进一步偏聚，GPGP区进一区进一区进一区进一步扩大，并有序化，即形成有序的富铜区，称为步扩大，并有序化，即形成有序的富铜区，称为步扩大，并有序化，即形成有序的富铜区，称为步扩
15、大，并有序化，即形成有序的富铜区，称为GPGP 区，为过渡相区，为过渡相区，为过渡相区，为过渡相.常用常用常用常用表示。由于表示。由于表示。由于表示。由于相区与基体仍保持相区与基体仍保持相区与基体仍保持相区与基体仍保持共格关系，因此其四周基体产生弹性畸变，它比共格关系，因此其四周基体产生弹性畸变，它比共格关系，因此其四周基体产生弹性畸变，它比共格关系，因此其四周基体产生弹性畸变，它比GPIGPI区区区区四周的畸变更大四周的畸变更大四周的畸变更大四周的畸变更大,对位错运动的阻碍进一步增大，时效对位错运动的阻碍进一步增大，时效对位错运动的阻碍进一步增大，时效对位错运动的阻碍进一步增大，时效强化作用
16、更大。强化作用更大。强化作用更大。强化作用更大。相相相相-相析出阶段为合金达到最大强相析出阶段为合金达到最大强相析出阶段为合金达到最大强相析出阶段为合金达到最大强化的阶段。化的阶段。化的阶段。化的阶段。从从G.P.区转变为过渡相的过程可能有两种状况：区转变为过渡相的过程可能有两种状况：以以G.P.区为基础渐渐演化为过渡相，如区为基础渐渐演化为过渡相，如A1-Cu合金以合金以G.P.区为基础，沿其直径方向和厚度方向区为基础，沿其直径方向和厚度方向(以厚度方向以厚度方向为主为主)长大形成过渡相长大形成过渡相相。相。与与G.P.区无关，过渡相独立地匀整形核长大，如区无关，过渡相独立地匀整形核长大，如
17、Al-Ag合金。合金。相的结构相的结构相的结构相的结构相为有序的富铜区，具有正方点阵，相为有序的富铜区，具有正方点阵，相为有序的富铜区，具有正方点阵，相为有序的富铜区，具有正方点阵，a ab b0.404nm0.404nm，c c0.768nm0.768nm；总成分相当于；总成分相当于；总成分相当于；总成分相当于CuAl2CuAl2，分布匀整且与基，分布匀整且与基，分布匀整且与基，分布匀整且与基体体体体 相保持完全共格关系。它与基体的位向关系为相保持完全共格关系。它与基体的位向关系为相保持完全共格关系。它与基体的位向关系为相保持完全共格关系。它与基体的位向关系为100/100100/100基体
18、。基体。基体。基体。相仍为薄片状，片的厚度约相仍为薄片状，片的厚度约相仍为薄片状，片的厚度约相仍为薄片状，片的厚度约0.80.82nm2nm，直径约，直径约，直径约，直径约141415nm15nm。随着随着随着随着相的长大，在其四周基相的长大，在其四周基相的长大，在其四周基相的长大，在其四周基体中产生的应力和应变也不断地增大。体中产生的应力和应变也不断地增大。体中产生的应力和应变也不断地增大。体中产生的应力和应变也不断地增大。Al-Cu合金中合金中、和和相的结构及形态图相的结构及形态图相四周的弹性畸变区相四周的弹性畸变区相相TEM图像图像三、三、三、三、过渡相过渡相过渡相过渡相的形成与结构的形
19、成与结构的形成与结构的形成与结构随着时效过程铜原子在随着时效过程铜原子在随着时效过程铜原子在随着时效过程铜原子在相基础上接着偏聚，片状相基础上接着偏聚，片状相基础上接着偏聚，片状相基础上接着偏聚，片状相四相四相四相四周的共格关系部分遭到破坏，当周的共格关系部分遭到破坏，当周的共格关系部分遭到破坏，当周的共格关系部分遭到破坏，当CuCu和和和和AlAl原子比为原子比为原子比为原子比为1:21:2时，形成时，形成时，形成时，形成过渡相过渡相过渡相过渡相。是光学显微镜下视察到的第一个脱溶产物，呈圆是光学显微镜下视察到的第一个脱溶产物，呈圆是光学显微镜下视察到的第一个脱溶产物，呈圆是光学显微镜下视察到
20、的第一个脱溶产物，呈圆片状或碟形，尺寸为片状或碟形，尺寸为片状或碟形，尺寸为片状或碟形，尺寸为100nm100nm数量级。数量级。数量级。数量级。相具有正方点阵，其成分与相具有正方点阵，其成分与CuAl2相当，相当，ab0.404nm，c0.58nm。相与基体相与基体之间保持部分共之间保持部分共格关系，两点阵各以其格关系，两点阵各以其001面联系在一起。面联系在一起。和和相间的位向关系：相间的位向关系：(100)(100)；001 0013 对位错运动的阻碍作用减小，硬度起先降低。相与基体之间仍旧保持部分共格关系，而相与相则保持完全共格关系。四、平衡相四、平衡相四、平衡相四、平衡相 的形成及结
21、构的形成及结构的形成及结构的形成及结构 时效后期，随着时效后期，随着时效后期，随着时效后期，随着相的成长，过渡相相的成长，过渡相相的成长，过渡相相的成长，过渡相从铝基固溶体中从铝基固溶体中从铝基固溶体中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完全脱溶，形成与基体有明显相界面的独立的稳定相完全脱溶，形成与基体有明显相界面的独立的稳定相完全脱溶，形成与基体有明显相界面的独立的稳定相CuAl2CuAl2，称为，称为，称为，称为 相，相，相，相，相与基体无共格关系。相与基体无共格关系。相与基体无共格关系。相与基体无共格关系。随时效温度的提高或时间的延长，随时效温度的提高或时间的延长
22、，随时效温度的提高或时间的延长，随时效温度的提高或时间的延长，相的质点聚集长大相的质点聚集长大相的质点聚集长大相的质点聚集长大合金的强度、硬度进一步降低。合金的强度、硬度进一步降低。合金的强度、硬度进一步降低。合金的强度、硬度进一步降低。相具有正方点阵，相具有正方点阵，相具有正方点阵，相具有正方点阵，a ab b0.905nm0.905nm，c c0.486nm0.486nm，点，点，点，点阵常数与阵常数与阵常数与阵常数与及及及及相差甚大。相差甚大。相差甚大。相差甚大。相的与基体无共格关系，呈块状。相的与基体无共格关系，呈块状。相的与基体无共格关系，呈块状。相的与基体无共格关系，呈块状。以上探
23、讨表明，以上探讨表明，以上探讨表明，以上探讨表明，Cu-AlCu-Al合金时效的基本过程可以概括为：合金时效的基本过程可以概括为：合金时效的基本过程可以概括为：合金时效的基本过程可以概括为：过饱和固溶体过饱和固溶体过饱和固溶体过饱和固溶体形成铜原子富集区形成铜原子富集区形成铜原子富集区形成铜原子富集区(GP(GP区区区区)铜原子富集铜原子富集铜原子富集铜原子富集区有序化区有序化区有序化区有序化相相相相形成过渡相形成过渡相形成过渡相形成过渡相析出稳定相析出稳定相析出稳定相析出稳定相(CuAl2)+(CuAl2)+平衡平衡平衡平衡的的的的 固溶体。固溶体。固溶体。固溶体。3.33.3合金时效动力学
24、合金时效动力学合金时效动力学合金时效动力学合金脱溶沉淀过程的等温动力学曲线合金脱溶沉淀过程的等温动力学曲线合金脱溶沉淀过程的等温动力学曲线合金脱溶沉淀过程的等温动力学曲线脱溶驱动力是化学自由能差，脱溶过程是通过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。等温脱溶动力学曲线也呈原子扩散进行的。等温脱溶动力学曲线也呈C字形字形。G.P.区或区或相、相、相的形成与温度有关，都要相的形成与温度有关，都要经过确定的孕育期后才能形成。经过确定的孕育期后才能形成。动力学曲线呈动力学曲线呈C字形的缘由是等温温度字形的缘由是等温温度上升，脱溶速度加快；但温度上升时固溶体过上升，脱溶速度加快；但温度上
25、升时固溶体过饱和度减小，临界晶核尺寸增大，又使脱溶速饱和度减小，临界晶核尺寸增大，又使脱溶速度减慢。度减慢。脱溶过程的规律：脱溶过程的规律：时效温度越高，固溶时效温度越高，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。程的阶段也就越少。3.43.4影响脱溶动力学的因素影响脱溶动力学的因素影响脱溶动力学的因素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，都会影响过饱和固凡是影响形
26、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。其影响因素包括溶体脱溶过程动力学。其影响因素包括晶体缺陷的影响晶体缺陷的影响合金成分的影响合金成分的影响时效温度的影响时效温度的影响 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。但不同的晶体缺陷对不同的脱溶沉淀的影响是不一样。G.P.区形成时，Cu 原子按空位机制扩散。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.区的形成速度愈快。在母相晶粒边界出现的无析出区，就是因为晶界旁边空位极易扩散至晶界而消逝所致。随时效时间的延长和 G.P.区的形成，固溶体中的空位浓度不断降低，故使新的 G
27、.P.区的形成速度愈来愈小。位错、层错以及晶界等晶体缺陷具有与空位相像的作用，往往成为过渡相和平衡相的非匀整形核的优先部位。A1-Cu 合金中的相、相及相的析出也是须要通过 Cu 原子的扩散，因此也与固溶体中的空位浓度有关。固溶处理后的塑性形变可以促进脱溶过程。2.2.合金成分的影响合金成分的影响合金成分的影响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，如度较高，如Al合金在合金在200以下，马氏体以下，马氏体时效钢在时效
28、钢在500左右。左右。一般来说，随溶质浓度增加，脱溶过程加快。溶质原子一般来说，随溶质浓度增加，脱溶过程加快。溶质原子与溶剂原子性能差别越大，脱溶速度与溶剂原子性能差别越大，脱溶速度就越快。就越快。有些元素对时效各个阶段的影响是不同的，如有些元素对时效各个阶段的影响是不同的，如Cd、Sn极易与空位结合，故使空位浓度下降，使极易与空位结合，故使空位浓度下降，使G.P.区区形成速度形成速度显著降低。但显著降低。但Cd、Sn又是内表面活性物质，极易偏聚在又是内表面活性物质，极易偏聚在相界面而使界面上形成的相界面而使界面上形成的相的界面能显著相的界面能显著降低，故能促降低，故能促进进相沿晶界析出。相沿
29、晶界析出。3.3.时效温度的影响时效温度的影响时效温度的影响时效温度的影响 时效温度越高，原子活动性就越强，脱溶速度也就时效温度越高，原子活动性就越强，脱溶速度也就时效温度越高，原子活动性就越强，脱溶速度也就时效温度越高，原子活动性就越强，脱溶速度也就越快。但是随着时效温度上升，化学自由能差减小，同越快。但是随着时效温度上升，化学自由能差减小，同越快。但是随着时效温度上升，化学自由能差减小，同越快。但是随着时效温度上升，化学自由能差减小，同时固溶时固溶时固溶时固溶 体的过饱和度也减小，这些又使脱溶速度降低，体的过饱和度也减小，这些又使脱溶速度降低，体的过饱和度也减小，这些又使脱溶速度降低，体的
30、过饱和度也减小，这些又使脱溶速度降低，甚至不再脱溶。因此，可以提高温度来加快时效过程，甚至不再脱溶。因此，可以提高温度来加快时效过程，甚至不再脱溶。因此，可以提高温度来加快时效过程，甚至不再脱溶。因此，可以提高温度来加快时效过程，缩短时效缩短时效缩短时效缩短时效 时间。时间。时间。时间。A1-4A1-4Cu-0.5Cu-0.5MgMg合金的时效温度从合金的时效温度从合金的时效温度从合金的时效温度从200200提高提高提高提高到到到到220220，时效时间可以从，时效时间可以从，时效时间可以从，时效时间可以从4h4h缩短为缩短为缩短为缩短为1h1h。参考文献：金属热处理原理与工艺哈尔滨工业高校参考文献：金属热处理原理与工艺哈尔滨工业高校参考文献：金属热处理原理与工艺哈尔滨工业高校参考文献：金属热处理原理与工艺哈尔滨工业高校出版社出版社出版社出版社 王顺兴著；材料科学基础王顺兴著；材料科学基础王顺兴著；材料科学基础王顺兴著；材料科学基础(下下下下)。感谢