1、第七章合金的脫溶與時(shí)效從過(guò)飽和固溶體中析出第二相(沉淀相)或形成溶質(zhì)原子聚集區(qū)及亞穩(wěn)定過(guò)渡相的過(guò)程稱為沉淀(precipitation)或脫溶。相變的條件：溶解度變化，溫度 固溶度擴(kuò)散型相變式中C1：固溶度線上的平衡濃度，它表示b相脫溶后基體成分C0C1平衡相端際固溶體中間相第1頁(yè)，共20頁(yè)。如果把這種合金加熱到固溶度曲線以上的某一溫度并保持足夠長(zhǎng)的時(shí)間，使溶質(zhì)元素(元素B)充分溶入固溶體(a相)中，然后快冷，以抑制a相的重新析出 室溫下獲得一個(gè)過(guò)飽和固溶體，這種熱處理稱為固溶處理或固溶淬火。合金在脫溶過(guò)程中機(jī)械性能、物理性能、化學(xué)性能等均隨之發(fā)生變化，這種現(xiàn)象稱為時(shí)效(aging) 室溫下產(chǎn)

2、生的時(shí)效稱為自然時(shí)效 高于室溫的時(shí)效稱為人工時(shí)效固溶體脫溶分解最早受到重視的鋁合金，1906年德國(guó)人Wilm研究Al-Cu合金加入Mg引起的固溶強(qiáng)化時(shí)偶然發(fā)現(xiàn)，在室溫放置合金的硬度時(shí)效硬化型：鋁合金耐熱合金沉淀硬化型不銹鋼馬氏體時(shí)效鋼第2頁(yè)，共20頁(yè)。 7.1 脫溶過(guò)程和脫溶物的結(jié)構(gòu)合金經(jīng)固溶處理以及淬火獲得的亞穩(wěn)過(guò)飽和固溶體，若在足夠高溫度下時(shí)效，在最終相出現(xiàn)之前，會(huì)出現(xiàn)一個(gè)、兩個(gè)或更多個(gè)亞穩(wěn)脫溶相（過(guò)渡相）脫溶一般過(guò)程：過(guò)飽和固溶體 溶質(zhì)原子聚集區(qū)(無(wú)序、有序)亞穩(wěn)相 平衡相 以Al-4%Cu合金為例，研究最早也最細(xì)致平衡組織：a + q（CuAl2）550固溶處理淬火后的組織為： 過(guò)飽和

3、a固溶體在加熱至130時(shí)效，脫溶順序?yàn)椋?G.P.區(qū) qq q相一、G.P. 區(qū)的形成及結(jié)構(gòu)1938 年Guinier和Preston用X射線技術(shù)各自獨(dú)立分析研究Al-Cu合金時(shí)效初期的單晶體時(shí)發(fā)現(xiàn)：母相a固溶體的100面上出現(xiàn)一個(gè)原子層厚度的Cu原子聚集區(qū)，與母相保持共格關(guān)系Cu原子層邊緣點(diǎn)陣發(fā)生晶格畸變應(yīng)力場(chǎng)時(shí)效硬化第3頁(yè)，共20頁(yè)。后來(lái)人們將這一Cu原子聚集區(qū)稱為Guinier-Preston區(qū)，簡(jiǎn)稱G.P.區(qū)G.P.區(qū)的特點(diǎn)： 在過(guò)飽和固溶體的分解初期形成，形成速度快， 分布均勻 晶體結(jié)構(gòu)與母相過(guò)飽和固溶體相同，與母相保持 第一類共格關(guān)系 熱力學(xué)上是亞穩(wěn)定的Cu原子的半徑較小，約為Al

4、原子半徑的87%a方向材料的彈性模數(shù)最小Cu原子層在(001)a面形成Cu原子層附近的Al原子層沿001a方向以Cu原子層為中心向內(nèi)收縮GP區(qū)與母相保持共格關(guān)系界面能小，彈性應(yīng)變能大GP區(qū)的形狀與溶質(zhì)和溶劑的原子半徑差有關(guān)第4頁(yè)，共20頁(yè)。溶質(zhì)與溶劑的原子半徑差5%，析出物呈圓盤(pán)狀析出物體積一定時(shí)，形狀由球狀針狀圓盤(pán)狀彈性應(yīng)變能減小Cu-Al原子半徑差約為11.5%GP區(qū)呈圓盤(pán)狀A(yù)l-Ag和Al-Zn合金的溶質(zhì)、溶劑原子半徑差很小GP區(qū)呈球狀GP區(qū)的大小與合金的成分、時(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間等有關(guān)Al-Cu合金在25時(shí)效時(shí)，GP區(qū)直徑Cu在Al的 擴(kuò)散速度（高107倍）D=Aexp（-QD/kTA)

5、exp（-QF/kTH）固溶處理后快冷將過(guò)剩空位凍結(jié)下來(lái)Cu的擴(kuò)散 常數(shù)空位擴(kuò)散激活能玻爾茲曼常數(shù)時(shí)效溫度空位形成激活能固溶處理溫度Cu的擴(kuò)散按空位機(jī)制進(jìn)行空位擴(kuò)散激活能、濃度空位形成的激活能與固溶處理溫度和冷卻速度有關(guān)計(jì)算值與試驗(yàn)值基本符合位錯(cuò)、層錯(cuò)以及晶界等缺陷與空位作用類似過(guò)渡相、平衡相的非均勻形核位置 合金成分：合金熔點(diǎn)脫溶速度 原子間結(jié)合力弱，原子活動(dòng)能力強(qiáng)第12頁(yè)，共20頁(yè)。Al-Cu合金的時(shí)效溫度200馬氏體時(shí)效鋼的時(shí)效溫度500溶質(zhì)濃度固溶體過(guò)飽和度脫溶加快溶質(zhì)與溶劑原子性能差別脫溶加快 時(shí)效溫度的影響時(shí)效溫度 原子活動(dòng)能力脫溶速度 化學(xué)自由能固溶體過(guò)飽和度脫溶速度，甚至不脫溶

6、Al-4%Cu-0.5%Mg合金：200220， 4h1h但時(shí)效溫度太高，強(qiáng)化作用減弱第13頁(yè)，共20頁(yè)。7.3 脫溶沉淀后的顯微組織與性能根據(jù)脫溶物附近基體濃度的變化，脫溶分為連續(xù)脫溶非連續(xù)脫溶一、脫溶后的顯微組織1、連續(xù)脫溶: 在合金脫溶過(guò)程中，脫溶物附近基體的濃度變化為連續(xù)的初期:析出物鄰近基體的溶質(zhì)原子濃度發(fā)生貧化，而遠(yuǎn)離析出物的基體溶質(zhì)原子 濃度仍然保持原始濃度濃度梯度 析出物成核率大而長(zhǎng)大速度小，尺寸極為細(xì)小和彌散金相顯微鏡難辨認(rèn)中期: 析出物不斷長(zhǎng)大,溶質(zhì)原子繼續(xù)發(fā)生擴(kuò)散。最終: 析出停止，不論在析出物附近，或者離析出物較遠(yuǎn)的部位基體濃度一樣 當(dāng)析出過(guò)渡相以至平衡相時(shí)，析出物與基

7、體相之間的共格關(guān)系逐漸破 壞，完全共格部分共格或非共格關(guān)系。雖然如此，析出物與基體之間 保持一定的晶體學(xué)位向關(guān)系 魏氏組織（與鋼中的魏氏組織類似）針狀第14頁(yè)，共20頁(yè)。均勻脫溶：析出物的分布是較均勻的 很少非均勻脫溶：析出物的核心優(yōu)先在晶界、亞晶界、滑移面、孿晶界面、位錯(cuò)線 以及其他的晶體缺陷處形成 實(shí)際合金2、 非連續(xù)析出：析出物基體相界面 兩側(cè)的基體相中溶質(zhì)原子濃度是不連續(xù)的非連續(xù)脫溶也稱為胞狀脫溶，脫溶時(shí)兩相耦合長(zhǎng)大，與共析轉(zhuǎn)變很類似顯微組織特征：在晶界形成界限明顯的領(lǐng)域，稱為胞狀物、瘤狀物平衡脫溶相：片狀基體：貧化的固溶體伴隨基體的再結(jié)晶應(yīng)力誘發(fā)再結(jié)晶第15頁(yè)，共20頁(yè)。第16頁(yè)，共20頁(yè)。第17頁(yè)，共20頁(yè)。二、脫溶后的材料性能的變化由于固溶強(qiáng)化效應(yīng)，固溶處理所得的過(guò)飽和固溶體的硬度和強(qiáng)度均較純?nèi)軇楦?。在時(shí)效初期，時(shí)間HRC的現(xiàn)象稱為時(shí)效硬化按硬化曲線的形狀不同，時(shí)效分為冷時(shí)效和溫時(shí)效較低溫度較高溫度過(guò)時(shí)效硬度變化的原因： 固溶體的貧化 基體的回復(fù)與再結(jié)晶 新相的析出第18頁(yè)，共20頁(yè)。時(shí)效硬化的機(jī)制：內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化：析出相與母相的結(jié)構(gòu)不同、點(diǎn)陣參數(shù)不同切過(guò)析出相顆粒強(qiáng)化：應(yīng)力場(chǎng)和表面積繞過(guò)析出相強(qiáng)化：繞過(guò)時(shí)留下位錯(cuò)圈回歸現(xiàn)象：合金時(shí)效強(qiáng)化后，于固溶度曲線下某個(gè)溫度加熱，時(shí)效硬化現(xiàn)象立即消除，硬度恢復(fù)到固溶處理狀態(tài)的現(xiàn)象第19頁(yè)，共20頁(yè)。 7.4 合金的調(diào)幅分