第七章合金的脫溶3

1、第七章 合金的脫溶沉淀與時(shí)效概念 固溶處理固溶處理：將雙相組織加熱到固溶度線以上某：將雙相組織加熱到固溶度線以上某一溫度保溫足夠時(shí)間，將獲得均勻的單相固溶一溫度保溫足夠時(shí)間，將獲得均勻的單相固溶體的熱處理。體的熱處理。 時(shí)效：時(shí)效：合金在脫溶過程中，其機(jī)械性能、物理合金在脫溶過程中，其機(jī)械性能、物理性能和化學(xué)性能等均隨之發(fā)生變化。性能和化學(xué)性能等均隨之發(fā)生變化。 自然時(shí)效：自然時(shí)效：室溫下產(chǎn)生的時(shí)效。室溫下產(chǎn)生的時(shí)效。 人工時(shí)效：人工時(shí)效：高于室溫的時(shí)效。高于室溫的時(shí)效。概念)()10CC（概述脫溶或沉淀：脫溶或沉淀：從過飽和固溶體中析出第二相從過飽和固溶體中析出第二相(沉淀相沉淀相)或形成或

2、形成溶質(zhì)原子聚集區(qū)以及亞穩(wěn)定過渡相的過程。是一種擴(kuò)散型相溶質(zhì)原子聚集區(qū)以及亞穩(wěn)定過渡相的過程。是一種擴(kuò)散型相變。變?；緱l件基本條件：合金在平衡狀態(tài)圖上有固溶度的變化，并且固溶：合金在平衡狀態(tài)圖上有固溶度的變化，并且固溶度隨溫度降低而減少。度隨溫度降低而減少。沉淀強(qiáng)沉淀強(qiáng)( (硬硬) )化或時(shí)效強(qiáng)化或時(shí)效強(qiáng)( (硬硬) )化：化：若將經(jīng)過固溶處理后的若將經(jīng)過固溶處理后的C0成成分合金急冷，抑制分合金急冷，抑制相分解，則在室溫下獲得亞穩(wěn)的過飽和相分解，則在室溫下獲得亞穩(wěn)的過飽和相固溶體。這種過飽和固溶體在室溫或較高溫度下等溫保持相固溶體。這種過飽和固溶體在室溫或較高溫度下等溫保持時(shí)，亦將發(fā)生脫溶

3、，但脫溶相往往不是狀態(tài)圖中的平衡相，時(shí)，亦將發(fā)生脫溶，但脫溶相往往不是狀態(tài)圖中的平衡相，而是亞穩(wěn)相或溶質(zhì)原子聚集區(qū)。這種脫溶可顯著提高合金的而是亞穩(wěn)相或溶質(zhì)原子聚集區(qū)。這種脫溶可顯著提高合金的強(qiáng)度和硬度。強(qiáng)度和硬度。是有色金屬和沉淀硬化不銹鋼等強(qiáng)化的主要手段。是有色金屬和沉淀硬化不銹鋼等強(qiáng)化的主要手段。7.1脫溶過程和脫溶物的結(jié)構(gòu) 以Al-4%Cu合金為例， 室溫平衡組織為相固溶體相固溶體 + 相相(CuAl2)。 經(jīng)固溶處理并淬火冷卻獲得過飽和過飽和相固溶體相固溶體 130時(shí)效，其脫溶順序?yàn)? G.P.區(qū)區(qū)相相 相相 相相固溶處理固溶處理+淬火淬火亞穩(wěn)過飽和固溶體亞穩(wěn)過飽和固溶體時(shí)時(shí) 效效平

4、衡的脫溶相平衡的脫溶相亞穩(wěn)脫溶相亞穩(wěn)脫溶相或過渡相或過渡相1. G.P.區(qū)的形成及結(jié)構(gòu) G.P.區(qū)區(qū)：若干原子層范圍內(nèi)的溶質(zhì)原子聚集區(qū)。：若干原子層范圍內(nèi)的溶質(zhì)原子聚集區(qū)。 Al-Cu合金時(shí)效初期，合金時(shí)效初期， 在母相在母相固溶體的固溶體的100面上出現(xiàn)一面上出現(xiàn)一個(gè)原子層厚度的個(gè)原子層厚度的Cu原子聚集區(qū)，由于與母相保持完全共原子聚集區(qū)，由于與母相保持完全共格關(guān)系，格關(guān)系，Cu原子半徑小于原子半徑小于Al， Cu原子層邊緣的點(diǎn)陣發(fā)生原子層邊緣的點(diǎn)陣發(fā)生畸變，產(chǎn)生應(yīng)力場，成為時(shí)效硬化的主要原因?；?，產(chǎn)生應(yīng)力場，成為時(shí)效硬化的主要原因。 以均勻形核方式，在母相晶面上形成的以均勻形核方式，在母

5、相晶面上形成的Cu原子富集區(qū)，原子富集區(qū)，在富集區(qū)中在富集區(qū)中Cu原子平均濃度約為原子平均濃度約為90%，富集區(qū)的晶體結(jié)，富集區(qū)的晶體結(jié)構(gòu)與構(gòu)與相的相同（相的相同（為為fcc結(jié)構(gòu)，晶格常數(shù)結(jié)構(gòu)，晶格常數(shù)abc0.404nm關(guān)系。關(guān)系。G.P.區(qū)：區(qū)：Guinier-Preston區(qū)區(qū)1. G.P.區(qū)的形成及結(jié)構(gòu) G.P.區(qū)特點(diǎn):在過飽和固溶體的分解初期形成，形成速度很快，均勻形核，均勻分布;晶體結(jié)構(gòu)與母相過飽和固溶體相同，并與母相保持第一類共格關(guān)系;熱力學(xué)上亞穩(wěn)。1. G.P.區(qū)的形成及結(jié)構(gòu)1. G.P.區(qū)的形成及結(jié)構(gòu) G.P.區(qū)與母相保持共格，故其界面能較小，而彈性應(yīng)變能較大 G.P.區(qū)的形

6、狀區(qū)的形狀與溶質(zhì)和溶劑的原子半徑差有關(guān)。 當(dāng)析出物體積一定時(shí)，其周圍的彈性應(yīng)變能按 球狀球狀針狀針狀圓盤狀圓盤狀的順序依次減小。 當(dāng)溶質(zhì)與溶劑的原子半徑差5%時(shí)析出物呈圓盤狀圓盤狀。 例1： Al-Cu合金，由于Cu與Al的原子半徑差約11.5%，G.P.區(qū)呈圓盤狀。 例2：AI-Ag和Al-Zn合金中，溶質(zhì)和溶劑的原子半徑差很小， 所以G.P.區(qū)呈球狀。1. G.P.區(qū)的形成及結(jié)構(gòu) G.P.區(qū)的大小區(qū)的大小與合金成分、時(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間等因素有關(guān)。 例如，Al-Cu合金在25時(shí)效時(shí)， G.P.區(qū)直徑 5nm， 100時(shí)效時(shí)， G.P.區(qū)直徑為15-20nm， 200時(shí)效時(shí)， G.P.區(qū)直徑可

7、達(dá)80nm。在25 -100C時(shí)效時(shí)， G.P.區(qū)的厚度約為0.4nm。 G.P.區(qū)的數(shù)目比位錯(cuò)數(shù)目(密度)要大得多。據(jù)此認(rèn)為， G.P.區(qū)的形核主要是依靠濃度起伏濃度起伏的均勻形均勻形核核，而依靠位錯(cuò)的不均勻形核則不起主要作用。2. 過渡相的形成及結(jié)構(gòu) （1） 相的形成與結(jié)構(gòu) 當(dāng)時(shí)效時(shí)間延長或時(shí)效溫度提高時(shí)，將形成過渡相。從 G.P.區(qū)轉(zhuǎn)變?yōu)檫^渡相的過程可能有兩種情況: 一是以G.P.區(qū)為基礎(chǔ)逐漸演變?yōu)檫^渡相，如AI-Cu合金; 二是與G.P.區(qū)無關(guān)，過渡相獨(dú)立地形核長大，如AI-Ag合金。2. 過渡相的形成及結(jié)構(gòu) （1） 相的形成與結(jié)構(gòu) AI-Cu合金合金 隨著時(shí)效的進(jìn)行，一般是以G.P.

8、區(qū)為基礎(chǔ)，沿其直徑方向和厚度方向(以厚度方向?yàn)橹?長大形成過渡相相。 相具有正方點(diǎn)陣，點(diǎn)陣常數(shù)為a= b = 4.04，與母相相同； c = 7.8，較相的兩倍(8.08A)略小。 相有五層原子面，中央一層為100% Cu原子層，最上和最下的兩層為100%Al原子層，而中央一層與最上、最下兩層之間的兩個(gè)夾層則由Cu和M原子混合至成(Cu約為20 -25%)，總成分相當(dāng)于CuAl2。 相與基體相仍保持完全共格關(guān)系。 相仍為薄片狀，片的厚度約0.8-2nm，直徑約14-15nm。 隨著相的長大，在其周圍基體中產(chǎn)生的應(yīng)力和應(yīng)變也不斷地增大。 2.過渡相的形成及結(jié)構(gòu) （2） 相的形成與結(jié)構(gòu)相的形成與結(jié)

9、構(gòu) AI-Cu合金隨著時(shí)效過程的進(jìn)展，片狀相周圍的共格關(guān)系部分遭到破壞， 相轉(zhuǎn)變?yōu)樾碌倪^渡相相。相也具有正方點(diǎn)陣，點(diǎn)陣常數(shù)為a=b=4.04, c =5.8。相的成分與CuAl2相當(dāng)。 相的點(diǎn)陣雖然與基體相不同，但彼此之間仍然保持部分共格關(guān)系，兩點(diǎn)陣各以其001面聯(lián)系在一起。 相和相之間具有下列位向關(guān)系： (100) /(100) 001 /100相與基體相保持部分共格關(guān)系，而相與相則保持完全共格關(guān)系3. 平衡相的形成與結(jié)構(gòu) AI-Cu合金合金 隨著相的成長，其周圍基體中的應(yīng)力和應(yīng)變不斷增大，彈性應(yīng)變能也越來越大，因而相逐漸變得不穩(wěn)定。 當(dāng)相長大到一定尺寸后將與相完全脫離，成為獨(dú)立的平衡相，稱

10、為相。 相也具有正方點(diǎn)陣，點(diǎn)陣常數(shù)為 a= b = 6.066， c =4.874，與基體無共格關(guān)系，呈塊狀。 3. 平衡相的形成與結(jié)構(gòu) 7.2 脫溶熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)1. 脫溶的熱力學(xué)分析 脫溶時(shí)的能量變化符合一般的固態(tài)相變規(guī)律。 脫溶的驅(qū)動(dòng)力脫溶的驅(qū)動(dòng)力是新相(C1)+和母相(C0)的化學(xué)自由能差 脫溶的阻力脫溶的阻力是形成脫溶相的界面能和應(yīng)變能1. 脫溶的熱力學(xué)分析G1 G2 G3 G4 G.P. G.P. 區(qū)： G1=a-b ： G2=a-c ： G1=a-d ： G1=a-e1. 脫溶的熱力學(xué)分析 形成G.P.區(qū)時(shí)的相變驅(qū)動(dòng)力最小，而析出平衡相時(shí)的相變驅(qū)動(dòng)力最大。 盡管形成相時(shí)相變驅(qū)動(dòng)力

11、最大，但由于相與基體非共格，形核和長大時(shí)的界面能較大，所以不易形成。 而G.P.區(qū)與基體完全共格，形核和長大時(shí)的界面能較小，并且G.P.區(qū)與基體間的濃度差較小，較易通過擴(kuò)散形核并長大，所以，一般過飽和固溶體脫溶時(shí)首先形成G.P.區(qū)。1. 脫溶的熱力學(xué)分析 脫溶相的rc和Wc也隨體積自由能差的增大而減小。 溶質(zhì)元素含量較多的合金其體積自由能差較大。因此，T一定，隨溶質(zhì)元素含量，即固溶體過飽和度，脫溶相的rc。 在溶質(zhì)元素含量相同時(shí)，隨T時(shí)效，固溶體過飽和度， rc。2. 脫溶的動(dòng)力學(xué)及其影響因素 （1）等溫脫溶曲線 過飽和固溶體的脫溶驅(qū)動(dòng)力：化學(xué)自由能差 脫溶過程：通過原子擴(kuò)散進(jìn)行 2. 脫溶的

12、動(dòng)力學(xué)及其影響因素 （1）等溫脫溶曲線 孕育期 T，原子擴(kuò)散遷移率，脫溶速度 T，固溶體的過飽和度減小，rc ，脫溶速度脫溶動(dòng)力學(xué)曲線呈C字形。2. 脫溶的動(dòng)力學(xué)及其影響因素 （1）等溫脫溶曲線 T，固溶體的過飽和度，脫溶過程的階段也就越少; 在同一時(shí)效溫度下,合金的溶質(zhì)原子濃度越低，其固溶體過飽和度就越小，則脫溶過程的階段也就越少。2. 脫溶的動(dòng)力學(xué)及其影響因素 （2）影響脫溶動(dòng)力學(xué)的因素 晶體缺陷的影響 空位促進(jìn)脫溶過程空位促進(jìn)脫溶過程： Al-Cu合金中的G.P.區(qū)：形成速度比按Cu在Al中的擴(kuò)散系數(shù)計(jì)算出的形成速度高107倍之多。 原因：固溶處理后淬火冷卻所凍結(jié)下來的過?？瘴患涌炝薈u

13、原子的擴(kuò)散。 當(dāng)固溶處理后的冷卻速度足夠快，在冷卻過程中空位未發(fā)生衰減時(shí)，擴(kuò)散系數(shù)D可由下式求出 Al-Cu合金中的相、 相及 相：析出與固溶體中的空位濃度有關(guān) 空位擴(kuò)散激活能時(shí)效溫度空位形成激活能固溶處理溫度2. 脫溶的動(dòng)力學(xué)及其影響因素 （2）影響脫溶動(dòng)力學(xué)的因素 晶體缺陷的影響 位錯(cuò)、層錯(cuò)以及晶界也促進(jìn)脫溶過程位錯(cuò)、層錯(cuò)以及晶界也促進(jìn)脫溶過程： 位錯(cuò)、層錯(cuò)以及晶界等晶體缺陷具有與空位相似的作用，往往成為過渡相和平衡相的非均勻形核的優(yōu)先部位。 原因：*一是可以部分抵消過渡相和平衡相形核時(shí)所引起的點(diǎn)陣畸變*二是溶質(zhì)原子在位錯(cuò)處發(fā)生偏聚，形成溶質(zhì)高濃度區(qū)，易于滿足過渡相和平衡相形核時(shí)對(duì)溶質(zhì)原子

14、濃度的要求。 2. 脫溶的動(dòng)力學(xué)及其影響因素 （2）影響脫溶動(dòng)力學(xué)的因素 晶體缺陷的影響 塑性形變可以增加晶內(nèi)缺陷，故固溶處理后的塑性形變可以促進(jìn)脫溶過程 2. 脫溶的動(dòng)力學(xué)及其影響因素 （2）影響脫溶動(dòng)力學(xué)的因素 合金成分的影響合金成分的影響 T一定時(shí)，合金的熔點(diǎn)越低，脫溶速度就越快一定時(shí)，合金的熔點(diǎn)越低，脫溶速度就越快。這是因?yàn)槿埸c(diǎn)。這是因?yàn)槿埸c(diǎn)越低，原子間結(jié)合力就越弱，原子活動(dòng)性就越強(qiáng)。所以低熔點(diǎn)越低，原子間結(jié)合力就越弱，原子活動(dòng)性就越強(qiáng)。所以低熔點(diǎn)合金的時(shí)效溫度較低，如合金的時(shí)效溫度較低，如Al合金在合金在200以下，而高熔點(diǎn)合金以下，而高熔點(diǎn)合金的時(shí)效溫度較高，如馬氏體時(shí)效鋼在的時(shí)效

15、溫度較高，如馬氏體時(shí)效鋼在500左右。左右。 溶質(zhì)濃度溶質(zhì)濃度(固溶體過飽和度固溶體過飽和度)增加，脫溶過程加快增加，脫溶過程加快。 溶質(zhì)原子與溶劑原子性能差別越大，脫溶速度就越快。溶質(zhì)原子與溶劑原子性能差別越大，脫溶速度就越快。 有些元素對(duì)時(shí)效各個(gè)階段的影響是不同的有些元素對(duì)時(shí)效各個(gè)階段的影響是不同的. 如如Cd， Sn（與空位結(jié)合）（與空位結(jié)合）降低降低G.P.區(qū)形成速度區(qū)形成速度同時(shí)同時(shí)Cd、Sn（極易偏聚在相界面）（極易偏聚在相界面） 促進(jìn)促進(jìn) 相沿晶界析出。相沿晶界析出。2. 脫溶的動(dòng)力學(xué)及其影響因素 （2）影響脫溶動(dòng)力學(xué)的因素 時(shí)效溫度的影響時(shí)效溫度的影響 T，原子活動(dòng)性就越強(qiáng)，脫

16、溶速度也就越快。 T ，化學(xué)自由能差減小，同時(shí)固溶體的過飽和度也減小，這些又使脫溶速度降低，甚至不再脫溶。 因此，可以提高溫度來加快時(shí)效過程，縮短時(shí)效時(shí)間。例如，將AI-4%Cu-0.5% Mg合金的時(shí)效溫度從200提高到220，時(shí)效時(shí)間可以從4h縮短為1h。但時(shí)效溫度又不能任意提高，否則強(qiáng)化效果將會(huì)減弱。7.3 脫溶后的顯微組織1. 連續(xù)脫溶及其顯微組織 連續(xù)脫溶連續(xù)脫溶 在脫溶過程中，脫溶物附近基體中的濃度變化為連續(xù)。在脫溶過程中，脫溶物附近基體中的濃度變化為連續(xù)。 均勻脫溶均勻脫溶 析出物均勻分布在基體中的連續(xù)脫溶。實(shí)際上均勻脫析出物均勻分布在基體中的連續(xù)脫溶。實(shí)際上均勻脫溶很少。溶很少

17、。 非均勻脫溶非均勻脫溶 析出物優(yōu)先在晶界、亞晶界、滑移面、孿晶界面、位析出物優(yōu)先在晶界、亞晶界、滑移面、孿晶界面、位錯(cuò)及其它缺陷處。錯(cuò)及其它缺陷處。 A.滑移面析出的非均勻脫溶滑移面析出的非均勻脫溶 B.晶界析出的非均勻脫溶晶界析出的非均勻脫溶特征：原子長程擴(kuò)散特征：原子長程擴(kuò)散 1. 連續(xù)脫溶及其顯微組織 無析出區(qū)的存在將降低合金的屈服強(qiáng)度，易于在該區(qū)發(fā)生塑性變形，導(dǎo)致晶間破壞。另外，相對(duì)于晶粒內(nèi)部而言，無析出區(qū)是陽極，易于發(fā)生電化學(xué)腐蝕，從而使應(yīng)力腐蝕加速。1. 連續(xù)脫溶及其顯微組織 TEM：無析出區(qū)中無位錯(cuò)環(huán)存在，而其無析出區(qū)中無位錯(cuò)環(huán)存在，而其他區(qū)域都有大量的位錯(cuò)環(huán)他區(qū)域都有大量的位

18、錯(cuò)環(huán)。因此認(rèn)為，無析出區(qū)的形成很可能是由于該區(qū)位錯(cuò)密度低而不易形核所致。 避免出現(xiàn)無析出區(qū)的辦法避免出現(xiàn)無析出區(qū)的辦法是采用一定量的預(yù)變形預(yù)變形，使該區(qū)產(chǎn)生位錯(cuò)。如Al-7%Mg合金時(shí)效前，經(jīng)15%拉伸變形便可消除晶界附近的無析出區(qū)。在脫溶過程中，脫溶的兩相耦合成長，脫溶物附近基體中在脫溶過程中，脫溶的兩相耦合成長，脫溶物附近基體中的濃度變化為非連續(xù)。的濃度變化為非連續(xù)。特征特征1 1：析出相從晶界不均勻形核，然后向晶內(nèi)擴(kuò)展：析出相從晶界不均勻形核，然后向晶內(nèi)擴(kuò)展第一步：第一步：在過飽和在過飽和0 0相中溶質(zhì)原子首先在晶界處偏聚，并相中溶質(zhì)原子首先在晶界處偏聚，并在晶界處脫溶析出在晶界處脫溶析

19、出相；相；第二步：第二步： 相長入母相相長入母相0 0中，并在中，并在相兩側(cè)出現(xiàn)原子貧相兩側(cè)出現(xiàn)原子貧化區(qū)化區(qū)1 1相相重復(fù)第一步和第二步過程。重復(fù)第一步和第二步過程。特征特征2 2：析出相呈層片狀與相鄰貧化區(qū)組成類似珠光體團(tuán)的：析出相呈層片狀與相鄰貧化區(qū)組成類似珠光體團(tuán)的胞狀組織。胞狀組織。0 + 12.非連續(xù)脫溶及其顯微組織非連續(xù)脫溶: 胞狀脫溶特征特征3 3：晶界形成胞狀物時(shí)一般伴隨著基體再結(jié)晶。：晶界形成胞狀物時(shí)一般伴隨著基體再結(jié)晶。-G.P.-G.P.區(qū)和過渡相析出時(shí)與基體保持共格關(guān)系區(qū)和過渡相析出時(shí)與基體保持共格關(guān)系應(yīng)力和應(yīng)變應(yīng)力和應(yīng)變?cè)龃笤龃蠡w回復(fù)、再結(jié)晶（應(yīng)力誘發(fā)再結(jié)晶）基體

20、回復(fù)、再結(jié)晶（應(yīng)力誘發(fā)再結(jié)晶）特征特征4 4：原子短程擴(kuò)散：原子短程擴(kuò)散2.非連續(xù)脫溶及其顯微組織過飽和相 非連續(xù)脫溶過程與珠光體轉(zhuǎn)變相似，但二者本質(zhì)不同。非連續(xù)脫溶過程與珠光體轉(zhuǎn)變相似，但二者本質(zhì)不同。 非連續(xù)脫溶非連續(xù)脫溶 是析出強(qiáng)化相，且是析出強(qiáng)化相，且0 、1相結(jié)構(gòu)相同；相結(jié)構(gòu)相同； 珠光體轉(zhuǎn)變珠光體轉(zhuǎn)變 中中、相結(jié)構(gòu)不相同。相結(jié)構(gòu)不相同。 非連續(xù)脫溶過程與連續(xù)脫溶過程區(qū)別：非連續(xù)脫溶過程與連續(xù)脫溶過程區(qū)別：0 1 + + Fe3C 組織形態(tài)組織形態(tài)脫溶位置脫溶位置再結(jié)晶再結(jié)晶原子擴(kuò)散原子擴(kuò)散界面濃度界面濃度項(xiàng)目項(xiàng)目 無無 長程長程短程短程 連續(xù)連續(xù)不連續(xù)不連續(xù) 連續(xù)脫溶連續(xù)脫溶非連續(xù)

21、脫溶非連續(xù)脫溶種類種類晶界晶內(nèi)晶界晶內(nèi) （均勻分布）（均勻分布）胞狀胞狀有有晶界晶界多樣化，晶界無析出區(qū)多樣化，晶界無析出區(qū)3.脫溶過程中顯微組織的變化脫溶過程中顯微組織的變化過飽和固溶體時(shí)效過程中，可以形成各種不過飽和固溶體時(shí)效過程中，可以形成各種不同的顯微組織：同的顯微組織： 連續(xù)脫溶（非均連續(xù)脫溶（非均勻脫溶均勻脫勻脫溶均勻脫溶）溶）非連續(xù)脫溶非連續(xù)脫溶+連續(xù)脫溶連續(xù)脫溶非連續(xù)脫溶非連續(xù)脫溶3.脫溶過程中顯微組織的變化脫溶過程中顯微組織的變化 (a) 首先發(fā)生連續(xù)非均勻脫溶(一般為滑移面析出和晶界析出)，接著發(fā)生連續(xù)均勻脫溶。此時(shí)，連續(xù)均勻脫溶物的尺寸尚小，還不能用光鏡分辨出來。 (b)

22、 隨時(shí)間延長，連續(xù)均勻脫溶物已經(jīng)長大，能以光鏡分辨。晶界和滑移面上的連續(xù)非均勻脫溶物也已經(jīng)長大，在晶界兩側(cè)形成了無析出區(qū)，這說明已經(jīng)發(fā)生了過時(shí)效。 (c) 隨時(shí)效過程進(jìn)一步發(fā)展，析出物已經(jīng)發(fā)生粗化和球化，連續(xù)非均勻脫溶和均勻脫溶的析出物已經(jīng)難以區(qū)別?；w中的溶質(zhì)濃度已經(jīng)貧化，但基體未發(fā)生再結(jié)晶。3.脫溶過程中顯微組織的變化脫溶過程中顯微組織的變化 (a) 首先發(fā)生非連續(xù)脫溶，接著發(fā)生連續(xù)脫溶。 (a)-(c) 非連續(xù)脫溶的胞狀組織(包括伴生的再結(jié)晶)從晶界擴(kuò)展至整個(gè)基體。 (d) 析出物發(fā)生了粗化和球化。基體中溶質(zhì)己發(fā)生貧化，并已經(jīng)發(fā)生了再結(jié)晶而使基體晶粒細(xì)化。3.脫溶過程中顯微組織的變化脫溶

23、過程中顯微組織的變化(a) -(c)表示非連續(xù)脫溶的胞狀組織(包括伴生的再結(jié)晶)從晶界擴(kuò)展至整個(gè)基體。(d)表示析出物粗化和球化。3. 脫溶過程中的顯微組織變化 影響脫溶產(chǎn)物顯微組織變化因素有: 合金的成分和加工狀態(tài); 固溶處理的加熱溫度和冷卻速度; 時(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間; 固溶處理后和時(shí)效處理前是否施以冷加工變形。 7.4 脫溶沉淀時(shí)的性能變化脫溶沉淀時(shí)的性能變化時(shí)效 由于固溶強(qiáng)化效應(yīng)，固溶處理所得的過飽和固溶體的硬度和強(qiáng)度均較純?nèi)軇楦?。在時(shí)效初期，隨時(shí)效時(shí)間的延長，硬度將進(jìn)一步升高，習(xí)慣上稱其為時(shí)效硬化。 按時(shí)效硬化曲線的形狀：冷時(shí)效溫時(shí)效1、冷時(shí)效和溫時(shí)效、冷時(shí)效和溫時(shí)效冷時(shí)效：冷時(shí)效：

24、 較低溫度下進(jìn)行的時(shí)效較低溫度下進(jìn)行的時(shí)效 其硬度一開始迅速上升，其硬度一開始迅速上升， 達(dá)到一定值后恒定達(dá)到一定值后恒定冷時(shí)效溫度越高，硬度上升愈冷時(shí)效溫度越高，硬度上升愈 快，能達(dá)到的硬度值越高快，能達(dá)到的硬度值越高故可用提高時(shí)效溫度的辦法故可用提高時(shí)效溫度的辦法 縮短時(shí)效時(shí)間縮短時(shí)效時(shí)間冷時(shí)效主要形成冷時(shí)效主要形成G.P區(qū)區(qū) 溫時(shí)效：溫時(shí)效：較高的時(shí)效溫度下進(jìn)行，較高的時(shí)效溫度下進(jìn)行， 有孕育期，然后硬度迅速上升有孕育期，然后硬度迅速上升, 達(dá)到極值后隨時(shí)間延長而下降。達(dá)到極值后隨時(shí)間延長而下降。 （過時(shí)效）（過時(shí)效）溫時(shí)效溫度越高，硬度上升速度溫時(shí)效溫度越高，硬度上升速度越快，越快，

25、但能達(dá)到的最大硬度值越但能達(dá)到的最大硬度值越低，低， 越容易出現(xiàn)過時(shí)效。越容易出現(xiàn)過時(shí)效。溫時(shí)效析出的是過渡相與平衡相溫時(shí)效析出的是過渡相與平衡相。 1、冷時(shí)效和溫時(shí)效、冷時(shí)效和溫時(shí)效時(shí)效時(shí)引起硬度變化的因素：時(shí)效時(shí)引起硬度變化的因素：1）固溶體的貧化）固溶體的貧化2）基體的回復(fù)與再結(jié)晶）基體的回復(fù)與再結(jié)晶3）新相的析出）新相的析出前期冷時(shí)效前期冷時(shí)效后期溫時(shí)效后期溫時(shí)效使硬度隨時(shí)效時(shí)間延長而單調(diào)下降使硬度隨時(shí)效時(shí)間延長而單調(diào)下降使硬度升高使硬度升高但當(dāng)析出相與母相共格關(guān)系被破壞但當(dāng)析出相與母相共格關(guān)系被破壞及析出相粗化后，硬度又將下降。及析出相粗化后，硬度又將下降。（ G.P區(qū)，區(qū)，） 時(shí)效

26、硬化是由于母相中的位錯(cuò)與析出相之時(shí)效硬化是由于母相中的位錯(cuò)與析出相之間的交互作用引起的。可以按位錯(cuò)間的交互作用引起的?？梢园次诲e(cuò)通過析出相的方式不同將時(shí)效硬化機(jī)制通過析出相的方式不同將時(shí)效硬化機(jī)制分為以下三類分為以下三類：內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化切過析出相顆粒強(qiáng)化切過析出相顆粒強(qiáng)化繞過析出相強(qiáng)化繞過析出相強(qiáng)化2 、時(shí)效硬化機(jī)制時(shí)效硬化機(jī)制 內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化 由于析出相由于析出相與母相與母相0的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)和點(diǎn)陣參數(shù)不同，的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)和點(diǎn)陣參數(shù)不同，在析出相周圍將產(chǎn)生不均勻畸變區(qū)，不均勻應(yīng)力在析出相周圍將產(chǎn)生不均勻畸變區(qū)，不均勻應(yīng)力場；場； 由于析出相由于析出相間距比母相間距比母相0的點(diǎn)陣距離增大，使

27、位的點(diǎn)陣距離增大，使位錯(cuò)大都處于能谷位置，當(dāng)外力作用時(shí)，位錯(cuò)線從錯(cuò)大都處于能谷位置，當(dāng)外力作用時(shí)，位錯(cuò)線從能谷位置移到能峰位置將使能量上升而增加變形能谷位置移到能峰位置將使能量上升而增加變形抗力，強(qiáng)度增加?？沽?，強(qiáng)度增加。2 、時(shí)效硬化機(jī)制時(shí)效硬化機(jī)制 切過析出顆粒強(qiáng)化切過析出顆粒強(qiáng)化 當(dāng)析出相顆粒位于位錯(cuò)線滑移面上，位錯(cuò)線可以當(dāng)析出相顆粒位于位錯(cuò)線滑移面上，位錯(cuò)線可以切過析出相顆粒而強(qiáng)行通過，引起強(qiáng)化，原因：切過析出相顆粒而強(qiáng)行通過，引起強(qiáng)化，原因： 位錯(cuò)需要克服析出相顆粒的應(yīng)力場位錯(cuò)需要克服析出相顆粒的應(yīng)力場; 析出相顆粒表面積增大析出相顆粒表面積增大,增加表面能和畸變能增加表面能和畸變能

28、2、時(shí)效硬化機(jī)制、時(shí)效硬化機(jī)制 繞過析出相強(qiáng)化繞過析出相強(qiáng)化 當(dāng)析出相聚集長大，析出相間距增大，析出相比較硬當(dāng)析出相聚集長大，析出相間距增大，析出相比較硬時(shí)，位錯(cuò)線不能以切過方式通過時(shí)，可繞過析出相。時(shí)，位錯(cuò)線不能以切過方式通過時(shí)，可繞過析出相。 強(qiáng)化機(jī)制：強(qiáng)化機(jī)制：l位錯(cuò)線彎曲，長度增加，形成新的位錯(cuò)環(huán)，均需位錯(cuò)線彎曲，長度增加，形成新的位錯(cuò)環(huán)，均需增加外力做功，表現(xiàn)為強(qiáng)度增加；增加外力做功，表現(xiàn)為強(qiáng)度增加；l留下的位錯(cuò)環(huán)對(duì)下一根位錯(cuò)通過也產(chǎn)生阻力，引留下的位錯(cuò)環(huán)對(duì)下一根位錯(cuò)通過也產(chǎn)生阻力，引起形變強(qiáng)化。起形變強(qiáng)化。 位錯(cuò)線繞過所需外力位錯(cuò)線繞過所需外力=2Gb/L L析出相顆粒間距，析出相

29、顆粒間距，L愈小、愈小、 愈大，強(qiáng)化效果愈愈大，強(qiáng)化效果愈強(qiáng)。強(qiáng)。2、時(shí)效硬化機(jī)制、時(shí)效硬化機(jī)制 時(shí)效硬化曲線解釋：時(shí)效硬化曲線解釋： 1) 1) 初期初期: :形成形成 G.P.G.P.區(qū)區(qū)( (共格關(guān)系共格關(guān)系) )，具有，具有內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化效應(yīng)，再加上效應(yīng)，再加上切過強(qiáng)化切過強(qiáng)化效應(yīng)而使硬度顯著升高。效應(yīng)而使硬度顯著升高。 隨著時(shí)效時(shí)間的延長，隨著時(shí)效時(shí)間的延長，G.P.G.P.區(qū)數(shù)量區(qū)數(shù)量增多，硬度升高。當(dāng)增多，硬度升高。當(dāng) G.P.G.P.區(qū)數(shù)量達(dá)到區(qū)數(shù)量達(dá)到平衡值平衡值時(shí)硬度不再增加，出現(xiàn)平時(shí)硬度不再增加，出現(xiàn)平臺(tái)。臺(tái)。 2) 2) 中期：析出的中期：析出的相相( (共格關(guān)系

30、共格關(guān)系) )，形成內(nèi)應(yīng)力場；位錯(cuò)切過，形成內(nèi)應(yīng)力場；位錯(cuò)切過相，使硬度和強(qiáng)度進(jìn)一步升高；隨相，使硬度和強(qiáng)度進(jìn)一步升高；隨相數(shù)量及尺寸的增加而增相數(shù)量及尺寸的增加而增加。隨著顆粒尺寸和顆粒間距的增大，位錯(cuò)線能夠繞過時(shí)，硬度開始加。隨著顆粒尺寸和顆粒間距的增大，位錯(cuò)線能夠繞過時(shí)，硬度開始下降，出現(xiàn)過時(shí)效。下降，出現(xiàn)過時(shí)效。 3) 3) 后期：析出后期：析出相相( (半共格關(guān)系半共格關(guān)系) )，形成后很快粗化到位錯(cuò)線可，形成后很快粗化到位錯(cuò)線可以繞過的尺寸，半共格關(guān)系很快被破壞，因此以繞過的尺寸，半共格關(guān)系很快被破壞，因此相出現(xiàn)不久硬度即相出現(xiàn)不久硬度即開始下降。開始下降。相的析出只能導(dǎo)致硬度下降

31、。相的析出只能導(dǎo)致硬度下降。 3.3.回歸現(xiàn)象回歸現(xiàn)象 合金在時(shí)效強(qiáng)化后，于平衡相或過渡相的合金在時(shí)效強(qiáng)化后，于平衡相或過渡相的固溶曲線以下某一溫度加熱，時(shí)效硬化立即消固溶曲線以下某一溫度加熱，時(shí)效硬化立即消失，組織又恢復(fù)到固溶狀態(tài)下的現(xiàn)象。失，組織又恢復(fù)到固溶狀態(tài)下的現(xiàn)象。 當(dāng)工件需要恢復(fù)塑性以便于冷加工，或?yàn)楫?dāng)工件需要恢復(fù)塑性以便于冷加工，或?yàn)榱吮苊獯慊鹱冃魏烷_裂而不宜重新進(jìn)行固溶處了避免淬火變形和開裂而不宜重新進(jìn)行固溶處理時(shí)，可以利用回歸現(xiàn)象。理時(shí)，可以利用回歸現(xiàn)象。7.5 鐵基合金的脫溶與時(shí)效1. 馬氏體時(shí)效鋼的脫溶 馬氏體時(shí)效鋼中碳含量極低，規(guī)定不得超過0.03%。 馬氏體時(shí)效鋼的淬

32、透性很好，經(jīng)奧氏體化后空冷和爐冷至Ms點(diǎn)以下即可獲得板條馬氏體。 因其碳含量極低，故強(qiáng)度和硬度均較低，硬度約為HRc30，易加工 淬火 馬氏體 加工成形 時(shí)效處理強(qiáng)化。 時(shí)效處理強(qiáng)化，屈服極限約由1000 1400MPa，提高到1400 3500MPa。高強(qiáng)度主要是依靠時(shí)效析出的強(qiáng)化相引起的沉淀強(qiáng)化，馬氏體時(shí)效鋼即因此而得名。1. 馬氏體時(shí)效鋼的脫溶 馬氏體時(shí)效鋼中的強(qiáng)化相為金屬間化合物。強(qiáng)化元素有Be、Ti、Al、Mo、Nb等。 馬氏體時(shí)效鋼中最典型的是18Ni型鋼，其時(shí)效溫度一般在450 -500。一般認(rèn)為，脫溶時(shí)合金元素首先在馬氏體中的位錯(cuò)處發(fā)生偏聚，形成“柯氏氣團(tuán)”。這種“氣團(tuán)”非常穩(wěn)

33、定，即使加熱到500左右亦保持不變。脫溶相以“氣團(tuán)”作為非均勻核心，所以彌散度極大，顆粒極小(尺寸約為10nm)，并且分布十分均勻。析出物主要為Ni3M (M代表所加入的Mo、Ti等合金元素)型屬間化合物。1. 馬氏體時(shí)效鋼的脫溶 時(shí)效溫度超過500時(shí)，馬氏體開始逆轉(zhuǎn)變形成奧氏體，由馬氏體基體中析出的金屬間化合物將重新溶入奧氏體中。 在500以上長期保溫后，鋼的結(jié)構(gòu)和組織還會(huì)發(fā)生下列變化: 位錯(cuò)密度減小、析出物粗化、析出物間距變大，同時(shí)部分共格的過渡相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榉枪哺竦钠胶庀?。平衡相一般認(rèn)為是Fe2Mo (Laves相)。1. 馬氏體時(shí)效鋼的脫溶高Ni-熱滯-200以下1. 馬氏體時(shí)效鋼的脫溶 時(shí)效強(qiáng)化原因: 溶質(zhì)原子向位錯(cuò)偏聚; 大量彌散分布的超細(xì)的金屬間化合物質(zhì)點(diǎn)，占主導(dǎo)