金屬材料及熱處理04淬火與時(shí)效

1、第五章第五章 無多型性轉(zhuǎn)變合金的無多型性轉(zhuǎn)變合金的淬火與時(shí)效淬火與時(shí)效Quenching and aging in the alloys without allotropic transformation in matrix5. 1 概述概述5. 2 固溶處理固溶處理5. 3 過飽和固溶體分解機(jī)制過飽和固溶體分解機(jī)制1、脫溶過程的熱力學(xué)基礎(chǔ)、脫溶過程的熱力學(xué)基礎(chǔ)2、脫溶過程的相變驅(qū)動(dòng)力及其在自由能、脫溶過程的相變驅(qū)動(dòng)力及其在自由能-成分曲線上的表征成分曲線上的表征3、不形核自發(fā)分解（、不形核自發(fā)分解（Spinodal 分解）分解）4、按形核長(zhǎng)大機(jī)制分解的固溶體脫溶、按形核長(zhǎng)大機(jī)制分解的固溶體脫

2、溶5. 4 脫溶序列脫溶序列5. 5 脫溶產(chǎn)物的組織特征脫溶產(chǎn)物的組織特征5. 6 時(shí)效前后合金性能的變化時(shí)效前后合金性能的變化5. 7 影響時(shí)效過程及材料性能的因素影響時(shí)效過程及材料性能的因素5. 8 淬火（固溶處理）與時(shí)效的工藝規(guī)程淬火（固溶處理）與時(shí)效的工藝規(guī)程5. 9 小結(jié)小結(jié)五、無多型性轉(zhuǎn)變合金的淬火與時(shí)效五、無多型性轉(zhuǎn)變合金的淬火與時(shí)效1、 基本概念：淬火淬火高溫快冷至低溫，建立低溫下的亞穩(wěn)態(tài)，形成過飽和固溶體的過程。 兩種情況有多型性和無多型性。時(shí)效時(shí)效（回火）亞穩(wěn)過飽和固溶體分解，時(shí)效與回火區(qū)別在于 基體轉(zhuǎn)變與否？鋁、銅、鈦和鋼鐵 。2、工藝形式：大多數(shù)情況下淬火+ 時(shí)效，但是

3、也存在僅有淬火（自然時(shí)效）和僅有時(shí)效（擠后冷即淬）的情況5. 1 概述概述淬火淬火時(shí)效時(shí)效3、目的與應(yīng)用：淬火（固溶處理）獲得過飽和固溶體：i、時(shí)效前的預(yù)處理；ii、冷加工前的中間處理，消除加工硬化，消除脆硬相的有害影響；iii、最終熱處理（固溶處理）；時(shí)效使過飽和固溶體分解（脫溶、沉淀），用作最終熱處理，調(diào)整組織性能。4、組織變化：淬火（固溶處理）可溶相溶解，形成過飽和固溶體，基體發(fā)生回復(fù)、再結(jié)晶與晶粒長(zhǎng)大；時(shí)效過飽和固溶體分解（脫溶、沉淀），粗化，產(chǎn)生強(qiáng)化相顆粒，基體晶粒一般無明顯變化。淬火淬火時(shí)效時(shí)效5、性能變化：淬火（固溶處理），分三種情況：i、若原始組織中第二相彌散且硬，固溶后強(qiáng)度下

4、降，塑性保持或提高（第二相沉淀強(qiáng)化大于固溶強(qiáng)化）；ii、若原始組織中第二相粗大、不彌散，固溶后強(qiáng)度提高（第二相沉淀強(qiáng)化小于固溶強(qiáng)化） ；iii、若原始組織中第二相脆硬，且沿晶界或網(wǎng)胞呈網(wǎng)狀分布，固溶后強(qiáng)度、塑性都會(huì)有明顯提高（第二相沉淀強(qiáng)化大于固溶強(qiáng)化，例如，鑄造合金的固溶處理）。時(shí)效如圖所示。強(qiáng)度、硬度溫度或時(shí)間5.2 固溶處理（只討論基體無多型性變化的情況）固溶處理（只討論基體無多型性變化的情況）L+TABC2C0C1T1T2固溶過程的熱力學(xué)分析只要基體的固溶度隨溫度變化即可。鋁、鎂、銅、鎳合金均可。合金固溶處理前后性能的變化分析不同合金性能變化會(huì)不相同，與合金成分、原始組織、淬火工藝、淬

5、火后組織等有關(guān)：一些合金處理后，其強(qiáng)度提高而塑性降低；但有些合金相反，也有些合金的性能變化不大?；w無多型性轉(zhuǎn)變的合金固溶處理后急劇強(qiáng)化及明顯降低塑性的現(xiàn)象很少。但對(duì)于鑄造合金而言，可以起到提高強(qiáng)度和塑性，調(diào)節(jié)性能的作用。 固溶處理的應(yīng)用1、獲得過飽和固溶體。2、可作為在某些合金如QBe 、Cr18Ni9等冷變形前的軟化處 理（中間退火）。3、最終熱處理提高綜合性能（ZL301)。 5.3 過飽和固溶體分解機(jī)制過飽和固溶體分解機(jī)制GBAG(T)abs1s2TGG(T2)G(T1)T1T2aabs1s2bBAC1C21、 脫溶過程的熱力學(xué)基礎(chǔ)脫溶過程的熱力學(xué)基礎(chǔ)n這里，以一個(gè)具有混合間隙的A-B

6、二元合金系為解說對(duì)象，以便我們能較全面地了解過飽和固溶體分解的相變驅(qū)動(dòng)力和脫溶過程。n對(duì)于處于ab之間成分的合金，其過飽和固溶體都會(huì)發(fā)生分解，自發(fā)分解成a+b兩相組織。n然而，過飽和固溶體的脫溶可以以兩種不同類型的轉(zhuǎn)變來完成： （1）成份處于s1s2之間的合金（C2）不形核自發(fā)分解不形核自發(fā)分解 （Spinodal分解）； （2）成份處于s1s2之外的合金（C1）以形核長(zhǎng)大過程的分解以形核長(zhǎng)大過程的分解2、脫溶過程的相變驅(qū)動(dòng)力及其在自由能、脫溶過程的相變驅(qū)動(dòng)力及其在自由能-成分曲線上的表征成分曲線上的表征n相變驅(qū)動(dòng)力是脫溶過程發(fā)生前后的體系自由能變化（差） 在溫度T下，C0合金單相固溶體摩爾自

7、由能為G0，析出少量成分C2脫溶晶核， 相成分降至C1，二者摩爾自由能分別為G2 、 G1 。若脫溶相摩爾數(shù)n1而脫溶后基體的為n2, G=G(析出后析出后)-G(析出前析出前)=（n1G1+n2G2）-（ n1+n 2）G0若脫溶相和基體成分均勻，由杠桿定律有， n1/n 2 =（G2-G0）/ （G0-G1）兩式合并，則有，G=n2 （G2-G0）- （C2-C0） （G0-G1）/ （C0-C1）當(dāng)C2成分的脫溶相很少時(shí)， C1C0， （G0-G1）/ （C0-C1）(dG/dC)c0因此，GV= G/ n2 = （G2-G0）- （C2-C0） (dG/dC)c0 , 則，G2-G0=

8、AE, （C2-C0） (dG/dC)c0 =BE, 故故G=AB 3、不形核自發(fā)分解（、不形核自發(fā)分解（Spinodal 分解）分解） 拐點(diǎn)或旋點(diǎn)（Spinodal point）如圖所示，自由能成分曲線必然存在其二階導(dǎo)數(shù)d2G/dC2=0的點(diǎn)，即s1和s2兩個(gè)點(diǎn)，可稱之為拐點(diǎn)或旋點(diǎn)（Spinodal point），成分在兩拐點(diǎn)間，d2G/dC20。若將不同溫度下的自由能成分曲線的拐點(diǎn)的成分位置相應(yīng)地表示在相圖上，則可得到旋點(diǎn)線（RKV），過冷到旋點(diǎn)線以下的固溶體可能發(fā)生Spinodal 分解。Spinodal 分解過程C0成分在微觀區(qū)域內(nèi)發(fā)生微小的濃度起伏，偏離成Cp和Cq，都會(huì)自發(fā)進(jìn)行下去

9、。（1）反映一開始，不需臨界形核，（2）分解一旦開始，就迅速席卷相的整個(gè)體積。（3）成份分離加大，直到達(dá)到平衡成分（Ca和Cb），自由能降到最低。可能出現(xiàn)Spinodal分解的合金系有：Al-Zn、Au-Ni、Au-Pt、Nb-V、Zr-Nb、Cr-W、 Cu-Ni、Cu-Rb、Ir-Pt等，其相圖都存在 如圖所示的混溶間隙，析出相僅成分與母相存在差異，結(jié)構(gòu)相同。 Spinodal 分解過程的阻力（來自上坡擴(kuò)散的阻滯力）n梯度能化學(xué)鍵失去平衡所致能量增加。這里，不形成界面，無界面能，但形成濃度梯度，故為梯度能，為正，阻礙分解，濃度梯度大，梯度能作用明顯。n應(yīng)變能成分分離必然引起晶格常數(shù)連續(xù)變化

10、，其變化率 ，從而導(dǎo)致整個(gè)體積產(chǎn)生晶格均勻共格應(yīng)變，產(chǎn)生共格應(yīng)變能（正值），阻分解，彈性模量的各向異性也導(dǎo)致成分偏聚具有方向性。BdCdaa1任何一個(gè)起伏起伏都是穩(wěn)定的，則固溶體中存在高于平均成分的偏聚區(qū)，也有溶質(zhì)貧乏區(qū)，偏聚區(qū)周圍為貧乏區(qū)，貧乏區(qū)周圍為偏聚區(qū)，構(gòu)成Spinodal分解條件，不需形不需形核核。如此連鎖反應(yīng)使這種濃度起伏迅速波及整個(gè)體積，呈周期性呈周期性，像彈性波，（成份波，具有正弦波性質(zhì)）。隨后偏聚加重，成份振幅加大（中期），濃度不同導(dǎo)致彈性應(yīng)變能增大，共格形消失，出現(xiàn)相界面（后期）。再后來像形核長(zhǎng)大情形一樣，是脫溶相聚集、粗化或消失的過程。1。形成一定成分的晶核2。需濃度、能

11、量、結(jié)構(gòu)起伏3。不呈周期性分布上坡擴(kuò)散形核化學(xué)Spinodal分解與共格Spinodal分解(Without gradient energy)化學(xué)Spinodal分解溫度與共格Spinodal分解溫度之差隨晶格常數(shù)變化率、楊氏模量、摩爾濃度以及摩爾體積的變化。 Spinodal分解發(fā)生的實(shí)際溫度化學(xué)化學(xué)Spinodal 分解分解共格共格Spinodal 分解分解混溶間隙混溶間隙共格旋點(diǎn)共格旋點(diǎn)合金發(fā)生了Spinodal分解的可能性應(yīng)該用Spinodal分解的共格旋點(diǎn)來估計(jì)。RVxxETTmBBSS/1122*TT11 23 4BA23GAG(T)1423B32 調(diào)幅分解組織（周期性調(diào)幅組織成分

12、沿晶體的某一方向呈周期性分布）n 共格應(yīng)變能影響共格脫溶相的形狀，也影響其分布（體積分?jǐn)?shù)較大時(shí)），只有脫溶相彼此按一定間隔成周期性排列，才能使共格應(yīng)變能減到最小。共格脫溶相周期性分布的組織為調(diào)幅組織，各脫溶相間的距離為調(diào)幅周期n 合金系、合金成分、熱處理規(guī)程不同，調(diào)幅組織的形態(tài)可能不同。晶向相互平行的桿狀物三度交織而成的調(diào) 幅組織（Cu-Ni-Fe）晶向呈周期排列分布的調(diào)幅組織（Ni-Al）編織樣花紋周期排列的立方體可能出現(xiàn)Spinodal分解的合金：Al-Zn，Al-Li合金的Fcc相的分解； Al-Cu合金中從Fcc基體析出G.P區(qū)； Fe-Cu系中的液相凝固以及Fcc相的分解； Cu-A

13、g, Cu-Ni系中的Fcc相的分解等。4、按形核長(zhǎng)大機(jī)制分解的固溶體脫溶、按形核長(zhǎng)大機(jī)制分解的固溶體脫溶n按形核-長(zhǎng)大機(jī)制的分解（脫溶）的相變驅(qū)動(dòng)力（1） 具有混合間隙的A-B 系（連續(xù)固溶體）如圖所示，在s1點(diǎn)左側(cè)的Co合金，它的自由能G1大于平衡兩相混合物自由能G2，因此， 存在分離成成分Ca和Cb兩相的趨勢(shì)，若成分起伏造成微觀區(qū)域中的成分偏離Cf和Cg，則因這段自由能曲線下凹，成份分離后體系的自由能G3較原始固溶體自由能G1高，偏離不穩(wěn)，易消失而不能繼續(xù)發(fā)展。只有產(chǎn)生大的濃度起伏（如Cm和Cn）時(shí)，自由能才能下降，成分偏聚才能穩(wěn)定發(fā)展下去，直到達(dá)到平衡成分（Ca和Cb）。臨界成分（略）

14、形核阻力： 新相與母相之間的界面能； 比容積差導(dǎo)致的應(yīng)變能。臨界晶核半徑的決定因素：EInterVGGGGn按形核-長(zhǎng)大機(jī)制的分解（脫溶）的相變驅(qū)動(dòng)力 （2） A-B共晶系大多數(shù)合金具有共晶、包晶或其它類型的相圖，有過飽和固溶體中析出的相不僅成分與原始固溶體不同，而且晶體結(jié)構(gòu)也有區(qū)別。如圖所示，相和相結(jié)構(gòu)各異，自由能曲線不連續(xù)，無曲線上凸，沒有Spinodal 分解的可能性。因此，這種情形下，亞穩(wěn)過飽和固溶體分解過程是按形核長(zhǎng)大機(jī)制進(jìn)行的。濃度起伏生成CI， GVI為正，晶核不穩(wěn)。濃度起伏生成CII， GVII為負(fù)，晶核可穩(wěn)定發(fā)展。濃度起伏生成CIII， GVIII為負(fù)，晶核也可穩(wěn)定發(fā)展。不論

15、相開始成分如何，最終發(fā)展的Cb。n形核-長(zhǎng)大分解機(jī)制TL+ABC0T0GBAG C1C2G C0GVn沉淀粒子形核驅(qū)動(dòng)力計(jì)算（經(jīng)典形核理論）GBAG C1C2G C0GV10002020212112)()()(CCGCGCCCGGnCGnnGnGnGGGV00202)(/CVDdCdGCCCGGnGGwhen C1C0, i.e. a little amount of precipitates is form.n按形核-長(zhǎng)大機(jī)制的分解（脫溶）的相變驅(qū)動(dòng)力（3）GVGPGVGV5. 4 脫溶序列脫溶序列p 序列及特征 符合相變階次規(guī)則：平衡相出現(xiàn)之前出現(xiàn)亞穩(wěn)結(jié)構(gòu)（可以多種）。產(chǎn)生原因：脫溶初期界

16、面能和彈性應(yīng)變能影響大。亞穩(wěn)相多與基體共格或半共格，降低形核功。能量成份結(jié)構(gòu)過飽和固溶體過飽和固溶體偏聚區(qū)（偏聚區(qū)（G.P)過渡（亞穩(wěn)）相過渡（亞穩(wěn)）相平衡相平衡相偏聚（叢聚）偏聚（叢聚） 預(yù)沉淀期過渡沉淀期亞穩(wěn)析出期沉淀（脫溶）期-Al ss-Al ssG.P區(qū)區(qū) 偏聚（叢聚）偏聚（叢聚）Al-Cu:&脫溶相結(jié)構(gòu)簡(jiǎn)介（以Al-Cu為例）p G.P.區(qū)：起伏偏聚區(qū) 1906年首次在Al-Cu-Mg中發(fā)現(xiàn)。1938年A.Guinier, G.D.Preston 獨(dú)立地在自然時(shí)效的Al-Cu合金中發(fā)現(xiàn)。 固溶體中存在成分起伏（不穩(wěn)），過冷，起伏增強(qiáng)，形成穩(wěn)定叢聚（很小，難以觀察），一段時(shí)間

17、后，叢聚發(fā)展成GP區(qū)，又稱預(yù)脫溶期產(chǎn)物，或原子偏聚區(qū)。 G.P區(qū)特點(diǎn)：（1）與基體結(jié)構(gòu)相同，但富集溶質(zhì)原子，原子間距與基體不同；（2）與基體完全共格，界面能小，但應(yīng)變能較高，其形狀主要取決于共格應(yīng)變能，多呈盤碟狀，也有球（Al-Sc）、桿的；（3） 作為G.P區(qū)的晶核微小，數(shù)量大，形成速率快，與空位濃度有關(guān)，可以近似為均勻形核。均勻的空位和空位群可成為G.P區(qū)的形核優(yōu)先位置，增加空位濃度和壽命可獲得大而多的G.P區(qū)， G.P區(qū)的形核和分布也相對(duì)均勻。（4）形成有兩種機(jī)制：Spinodal分解和正常的形核長(zhǎng)大過程。本質(zhì)：有兩個(gè)觀點(diǎn)，i、認(rèn)為富集溶質(zhì)原子的基體固溶體，不是一個(gè)真正的脫溶相，原因在于

18、點(diǎn)陣相同，無界面，形成不需要孕育期，ii、認(rèn)為是一個(gè)真正的脫溶相，原因：與成分起伏不同， 可長(zhǎng)期穩(wěn)定，可以隨時(shí)間延長(zhǎng)而聚集長(zhǎng)大，有自己的成分，成分與合金成分沒有直接關(guān)系，這些與一般的成分起伏（偏聚）不同，而更像脫溶。目前，更多的人認(rèn)為是脫溶相， 從熱力學(xué)觀點(diǎn)來看，可以認(rèn)為它是一個(gè)亞穩(wěn)定的脫溶相，在相圖上有自己的固溶度曲線相。/GP區(qū)p 過渡相特點(diǎn)：F 從過渡相到平衡相的過程中，可能會(huì)存在多個(gè)過渡相；F 結(jié)構(gòu)介乎于基體與平衡相之間，成分也如此，形核功??；（結(jié)構(gòu)可能與基體、平衡相的不同，也可能相同。）F 常與基體呈共格或部分共格界面，并有一定的晶體學(xué)位向關(guān)系；F 結(jié)構(gòu)、成分（與GP區(qū)/基體的相比）

19、與基體相差較大，趨向于在位錯(cuò)位錯(cuò)、小角度晶界、堆垛層錯(cuò)、空位團(tuán)等缺陷處不均勻形核，也可以在GP區(qū)中形核，但形核率主要受位錯(cuò)密度控制；F 脫溶相的形狀主要受界面能和應(yīng)變能影響，也受擴(kuò)散的方向性和各向異性等因素的影響。p 平衡相特點(diǎn)：F 在更高溫或更長(zhǎng)時(shí)間下形成，穩(wěn)定，結(jié)構(gòu)、成分都處于平衡狀態(tài)；F 一般與基體不共格，但也具有一定晶體學(xué)位向關(guān)系；F 形核功大，往往為不均勻形核，其中以晶界或其它較明顯的晶格缺陷處形核居多。p 脫溶相，不論是平衡相還是過渡相，連續(xù)脫溶時(shí)多呈片、針狀或球狀；有時(shí)也會(huì)呈現(xiàn)出魏氏組織形態(tài)。p 各個(gè)脫溶相之間的相互關(guān)系 尚無定論。尚無定論。過渡相或平衡相的形核長(zhǎng)大與GP區(qū)的形成

20、無直接關(guān)系。 較不穩(wěn)定向穩(wěn)定相轉(zhuǎn)變的發(fā)展途徑可能存在三種情形： 獨(dú)立形核 較穩(wěn)定的形成，較不穩(wěn)定的溶解，不同條件下率先形成不同相。 晶格改組 較不穩(wěn)定的相經(jīng)晶格重組變?yōu)檩^穩(wěn)定的相。 條件：結(jié)構(gòu)差不大才有可能。 實(shí)例：Al-Cu合金的G.P， ，或者 G.P（也是可能的）。 原位形核 較穩(wěn)定的相在較不穩(wěn)定的相中形核，然后長(zhǎng)大。 例：Al-Zn-Mg系合金人工時(shí)效時(shí)G.P; 鈹青銅中G.P 較不穩(wěn)定相較穩(wěn)定相p Al-Cu中各種脫溶相 Al-Cu合金中有兩個(gè)過渡相：G.P區(qū)、(需電鏡觀察)、和（可用光鏡觀察）。（H.K.Hardy認(rèn)為 =G.P（II），Al-Ag合金中也有G.P(I)和G.P(I

21、I)之爭(zhēng)。）G.P 區(qū)立方，a=b=c=0.404nm 正方, a=b=0.404nm, c=0.768nm 正方, a=b=0.404nm, c=0.580nm 正方, a=b=0.607nm, c=0.487nm在透射電鏡下， G.P和的形貌相似，但由于共格應(yīng)變大，有更強(qiáng)的衍射效應(yīng)（接近真正的脫溶相）。有孕育期，G.P幾乎沒有。p 脫溶序列的熱力學(xué)與動(dòng)力學(xué)分析（1）L + TABGBAG G G + +G.PGGPGGPG G 溶解度情況p 脫溶序列的熱力學(xué)與動(dòng)力學(xué)分析（2）脫溶序列分析熱力學(xué)動(dòng)力學(xué)說明成分不同，溫度不同，脫溶序的完整性不同，脫溶情況不同 ：i、成分高，脫溶序更完整；ii、

22、溫度高，難出現(xiàn)GP區(qū)，溫度低，只停留在GP區(qū)或亞穩(wěn)向階段。不完整；iii、 只有一定溫度范圍內(nèi)才能觀察到完整的脫溶序列。p 脫溶序列的熱力學(xué)與動(dòng)力學(xué)分析（3）實(shí)例 Al-Cu系合金合乎上述規(guī)律。GP區(qū)、亞穩(wěn)相、平衡相可能同時(shí)出現(xiàn)。p 總之，實(shí)際合金脫溶序列是相當(dāng)復(fù)雜的，其復(fù)雜性表現(xiàn)在： 各合金系脫溶序列不一定相同，有的合金不一定出現(xiàn)GP區(qū)或亞穩(wěn)相； 同一系不同成分的合金，在同一溫度下時(shí)效，可能有不同脫溶序列，過飽和度大的更易出現(xiàn)出現(xiàn)GP區(qū)或亞穩(wěn)相； 同一成分合金，時(shí)效溫度不同，脫溶序列也不一樣，溫度高，可能不出現(xiàn)亞穩(wěn)相，溫度低，可能停留在亞穩(wěn)階段； 同一合金在一定的溫度下時(shí)效，同一時(shí)刻，多晶體

23、各個(gè)部分可能出現(xiàn)不同的脫溶產(chǎn)物，也就是說，GP區(qū)、亞穩(wěn)相、平衡相可能同時(shí)出現(xiàn)。 但脫溶序有時(shí)十分重要，需弄清。這是固態(tài)相變研究的重要內(nèi)容之一?；w基體 合合 金金脫脫 溶溶 序序 列列AlAl-AgG.P（spheric）（flake） （Ag2Al）Al-Mg-SiG.P（pole） （Mg2Si）Al-CuG.P（plate）（plate） （CuAl2）CuCu-BeG.P（plate） (2)（CuBe）FeFe-C(pure Fe)s.s.s (carbide，plate） Fe3C(Lath)NiNi-Cr-Al-Tis.s.s (Cubic) (Ni3(Ti,Al)p 脫溶相的粗

24、化 脫溶相形核，然后聚集長(zhǎng)大，當(dāng)達(dá)到相圖上杠桿定律所確定的體積分?jǐn)?shù)時(shí)，長(zhǎng)大并沒停止。而是在體積分?jǐn)?shù)不變的條件下繼續(xù)以“以大吃小”的模式粗化，使體系自由能下降。 脫溶相的粗化（聚集）過程， Ostwald ripening processB濃度高B濃度低消失長(zhǎng)大脫溶后第二相質(zhì)點(diǎn)尺寸不均，保溫溫度提高，時(shí)間延長(zhǎng)，會(huì)發(fā)生粗化，粗化的驅(qū)動(dòng)力是大小質(zhì)點(diǎn)的自由能差（界面能差），從而出現(xiàn)以大吃小的競(jìng)爭(zhēng)，實(shí)現(xiàn)粗化。小大擴(kuò)散G.W.Greenwood公式)(9802303ttkTCVDrrV 脫溶相的摩爾體積GBAC0CrCCrCrGGGp 回歸現(xiàn)象 現(xiàn)象：在硬鋁中，將自然時(shí)效的硬鋁迅速加熱到約250保留20-

25、60s，迅速冷卻，則合金性能恢復(fù)到淬火狀態(tài)。 推廣：經(jīng)低溫時(shí)效的合金，在高溫（低于固溶度曲線）下段時(shí)間加熱，性能恢復(fù)到淬火狀態(tài)的現(xiàn)象。 實(shí)質(zhì)：GP區(qū)溶解，過渡相及平衡相來不及溶解。定義：把經(jīng)低溫時(shí)效的合金放在較高溫度（低于固溶處理溫度）下短時(shí)保溫并迅速冷卻，合金的硬度將立即下降到與剛淬火時(shí)差不多。這種現(xiàn)象稱為回歸。其實(shí)，合金的其他性質(zhì)也有類似變化。GP硬度時(shí)間時(shí)間時(shí)間回歸回歸自然時(shí)效自然時(shí)效自然時(shí)效 原因：亞穩(wěn)相平衡圖利用不同亞穩(wěn)相在不同時(shí)效溫度的消長(zhǎng)規(guī)律不同，存在時(shí)間差。21L + TAlC0T1T0 + +G.P + Cu大致相當(dāng)大致相當(dāng)回歸熱處理硬鋁鉚釘鉚好后再整體淬火時(shí)效，難、有害（尤

26、其是三種材料不相同）；鉚釘淬火(自然時(shí)效) 板材淬火時(shí)效處理好 （195 人工時(shí)效）鉚接，局部加熱(100 )，時(shí)效回歸時(shí)效，增強(qiáng)100 不影響達(dá)到目的p回歸現(xiàn)象在工業(yè)上有一定的實(shí)際意義飛機(jī)蒙皮鉚接，硬鋁鉚釘，可利用回歸熱處理來恢復(fù)塑性，鉚接后再時(shí)效，避免整體淬火。零件彎曲、卷邊、整形和修復(fù)，用回歸熱處理來恢復(fù)塑性，避免淬火；回歸回歸-再時(shí)效再時(shí)效RRA（Retrogression and Re-aging)）或）或T77熱處理工藝，熱處理工藝，使超高強(qiáng)鋁合金，在保證高強(qiáng)度的同時(shí)，具有好的韌性和抗晶間腐蝕能力。 （RRA實(shí)質(zhì)上是三級(jí)時(shí)效，Cina于1974年發(fā)明的一種熱處理工藝。RRA包括4個(gè)

27、基本的步驟:1)正常狀態(tài)的固溶處理和淬火;2)進(jìn)行T6態(tài)的峰值時(shí)效;3)在高于T6態(tài)處理溫度而低于固溶處理的溫度下進(jìn)行短時(shí)加熱,即回歸處理;4)再進(jìn)行T6態(tài)時(shí)效;經(jīng)過RRA處理后,合金在保持T6態(tài)強(qiáng)度的同時(shí)擁有T73態(tài)的抗SCC性能。）p問題 回歸處理溫度需高于原先時(shí)效溫度；溫度相差大，回歸快且徹底，回歸處理時(shí)間短，難控制 回歸過程中，GP區(qū)、 重溶，有的亞穩(wěn)相可能難重溶（尤其是晶界處的），故不能完全回到淬火態(tài)，多少存在不可逆的變化。晶界相控制不好，達(dá)不到RRA的效果，反而有害。 5. 5 脫溶產(chǎn)物的組織特征脫溶產(chǎn)物的組織特征p脫溶過程存在多階段性，脫溶相的結(jié)構(gòu)類型，形狀、大小以及分布狀況，都

28、反映出不同的脫溶組織特點(diǎn)：脫溶相/基體相界面結(jié)構(gòu)（略）脫溶相的形狀（略）脫溶相的分布調(diào)幅組織（略）連續(xù)脫溶組織 普通脫溶（理想）和局部脫溶（PFZ）不連續(xù)脫溶組織時(shí)效后的組織特征（1）過飽和固溶體分解-原子擴(kuò)散過程；脫溶程度、脫溶相結(jié)構(gòu)、脫溶相彌散度、形狀等；合金成分、時(shí)效工藝、時(shí)效前工藝等。1、 時(shí)效后脫溶相 與基體界面關(guān)系：完全共格、部分共格、非共格2、脫溶相的形狀球形、橢球形、盤片、桿、立方體等形狀影響因素：界面能、應(yīng)變能 完全共格或部分共格：錯(cuò)配度，小于3%（界面能最小原理，等軸） 大于5%（應(yīng)變能最小原理，盤片） 非共格：無共格應(yīng)變能，但又比容應(yīng)變能和界面能。 各種形狀的G.P區(qū)連續(xù)

29、脫溶不連續(xù)脫溶（暫略）普遍脫溶局部脫溶時(shí)效后的組織特征（2）3、脫溶相的分布脫溶在整個(gè)體積內(nèi)各個(gè)部分進(jìn)行，隨機(jī)分布，但由于各部位能量等條件不同，可能會(huì)出現(xiàn)不同形核和生長(zhǎng)速率；脫溶相生長(zhǎng)，其周圍基體的濃度與點(diǎn)陣常數(shù)連續(xù)變化；在整個(gè)轉(zhuǎn)變過程中，母相基體的晶粒外形和取向不變。脫溶區(qū)與未脫溶區(qū)存在明顯的界面，成分、晶格有突變；母相位向發(fā)生改變；脫溶物呈片狀，多為平衡相或近平衡相；從晶界開始向晶內(nèi)發(fā)展，又稱界面反應(yīng)；位向關(guān)系與未長(zhǎng)入的晶粒有關(guān)。 在整個(gè)固溶體中普遍發(fā)生脫溶，并析出均勻分布的脫溶相，調(diào)幅組織可以認(rèn)為是其中一個(gè)特例。這是理想的一種情況。力學(xué)性能、耐蝕性都好。優(yōu)先于晶界、滑移帶、夾雜物分界面以

30、及其它晶體缺陷等處形核，而局部出現(xiàn)特別脫溶組織。不利于力學(xué)性能、耐蝕性。無沉淀帶（無脫溶相區(qū)）III脫溶區(qū)未脫溶區(qū)p無沉淀帶（無脫溶相區(qū), Precipitition Free Zone,PFZ）2d相界晶界晶界無沉淀帶是局部脫溶所伴隨的現(xiàn)象之一。在光鏡下可能看不清，在電鏡下就很明了了。低倍電鏡下，為白帶，白帶中間平行存在一條竄著粗大顆粒的線。在高倍下觀察，在晶界附近無第二相析出。除了晶界外，在其他的界面附近也可能出現(xiàn)。 （1）現(xiàn)象（2）機(jī)制i、貧溶質(zhì)機(jī)制界面處優(yōu)先脫溶（能量高、成分偏析、溶質(zhì)易運(yùn)輸通道等），吸收界面附近的溶質(zhì)原子，造成界面附近一定范圍內(nèi)溶質(zhì)原子貧乏，在某個(gè)范圍內(nèi)溶質(zhì)濃度低于脫

31、溶極限濃度，無法脫溶，在界面附近形成無沉淀析出帶。ii、貧空位機(jī)制晶界既是空位源，也是空位“陷阱 ” （尾閭）。淬火后材料中產(chǎn)生大量的空位，理想狀況是均勻分布，然而，在界面附近的會(huì)涅滅于界面，空位濃度降低，甚至造成在一定范圍內(nèi)空位貧乏（故擴(kuò)散難，空位團(tuán)形成難，） ，而第二相析出（尤其是GP區(qū)）需要達(dá)到一定的濃度，即超過臨界空位濃度，低于此質(zhì)，無法析出，在界面附近形成無沉淀析出帶。iii、兩種機(jī)制共同作用通常，高溫時(shí)效以i為主，低溫以ii為主。淬火時(shí)效工藝參數(shù)的影響規(guī)律：淬火溫度高，PFZ窄；淬火冷卻速率大，PFZ窄；時(shí)效溫度高，PFZ窄。當(dāng)淬火條件相同時(shí)，時(shí)效溫度高，第二相析出（溶質(zhì)擴(kuò)散、新相

32、形核）對(duì)空位濃度要求低，所要求的臨界空位濃度小。如圖所示。但是，需注意的是，時(shí)效溫度低，固溶體過飽和度增加，脫溶驅(qū)動(dòng)力大，所要求的臨界空位濃度也小。具體問題具體分析。解釋：淬火溫度高，空位濃度高，晶界空位濃度分布如圖所示（相同的時(shí)效）距晶界的距離空位濃度T1 quenchingT2 quenching12TTCcd1d2距晶界的距離空位濃度T2 ，quenching at high cooling rate T2 ，at low cooling rate Ccd1d2 淬火冷卻快，空位保留得好，濃度高，晶界空位濃度分布如圖所示（相同的時(shí)效）距晶界的距離空位濃度q u e n c h i n g

33、 i n t h e s a m e condition ， ageing at low temperature ,T1 q u e n c h i n g i n t h e s a m e condition ， ageing at high temperature ,T2CC2d1d2 CC1（3）無沉淀帶的利與害有害論：PFZ強(qiáng)度低，塑性變形易集中，使變形局域化，過早損傷、斷裂；PFZ存在，造成晶界與基體間電化學(xué)性質(zhì)差異，同時(shí)，塑性變形區(qū)與基體相比，可能成為微電池陽極，易發(fā)生應(yīng)力腐蝕和晶間腐蝕斷裂。有益論： 軟區(qū)，塑性好，可松弛應(yīng)力，消除應(yīng)力集中，阻止裂紋源產(chǎn)生，有利于提高韌性，提高抗

34、應(yīng)力腐蝕能力。顯然，這是矛盾的，到底是好是壞，要具體分析。一般認(rèn)為是壞的，需防止。 （4）無沉淀帶的防止i、 改變淬火時(shí)效工藝；ii、時(shí)效前適當(dāng)變形，增加脫溶幾率（盡量減少局部脫溶）。p不連續(xù)脫溶組織n胞狀結(jié)構(gòu) 胞狀區(qū)包含基體相和脫溶相，但胞內(nèi)基體相的濃度與胞外基體濃度在界面處有突變。n多發(fā)生于晶界 故稱晶界反應(yīng)，類似珠光體轉(zhuǎn)變。n晶體學(xué)特征 脫溶胞與基體間界面是非共格的大角度界面，胞內(nèi)的基體相、脫溶相與胞外的原始基體相亦是非共格的。脫溶胞與基體間的晶體學(xué)位向也不連續(xù)。n在一定條件下， Cu-Be, Cu-Ti, Cu-Sn, Cu-Cd, Cu-Ag, Mg-Al-Zn, Cu-Ni-Co,

35、 Fe-W, Fe-Mo, Cu-Ni-Sn 等中都會(huì)發(fā)生不連續(xù)脫溶n在一般情況下都是需要防止的。n不連續(xù)脫溶的條件晶界能高，晶界遷移能力大非均勻形核容易，界面遷移易；界面擴(kuò)散系數(shù)高，體擴(kuò)散速率小 相變更加依靠沿晶擴(kuò)散（容易）；高的脫溶驅(qū)動(dòng)力 相變驅(qū)動(dòng)力大，可推動(dòng)平衡相析出，脫溶多為片狀平衡相。脫溶胞大多在晶界處形核，并向比鄰的原始晶粒推進(jìn)，直到極限或相觸（有點(diǎn)像珠光體形成）。只有晶界處發(fā)生 不連續(xù)脫溶，而晶內(nèi)發(fā)生連續(xù)脫溶珠光體不連續(xù)脫溶p不連續(xù)脫溶的利與害有害片狀相無強(qiáng)化作用，分布于晶界，易造成晶界脆化，力求防止。p防止方法i、熱處理工藝淬火溫度提高（增加空位等），時(shí)效溫度降低（降低晶界遷移

36、等），有利于連續(xù)脫溶。Cu-Be： 380，則多連續(xù)脫溶。因此，Cu-Be的時(shí)效溫度一般不高于325-330。ii、合金成分，穩(wěn)定晶界iii、增加預(yù)形變，提高體擴(kuò)散能力，增加連續(xù)脫溶的形核位置（晶內(nèi)形核幾率）。5.6 時(shí)效前后合金性能的變化1 、 力學(xué)性能時(shí)效時(shí)間硬度（1）強(qiáng)度的變化一個(gè)給定的成分合金的強(qiáng)度與時(shí)效溫度或時(shí)間的變化關(guān)系，如圖所示。解析：位錯(cuò)與脫溶質(zhì)點(diǎn)間的相互作用位錯(cuò)切割機(jī)制：（質(zhì)點(diǎn)小、軟）短程作用（界面，反相疇界）、長(zhǎng)程作用位錯(cuò)繞過機(jī)制：（質(zhì)點(diǎn)大、硬）難切割，只好繞。位錯(cuò)Orowan繞過過程（2）兩種機(jī)制的相互作用-強(qiáng)化與沉淀粒子尺寸的關(guān)系2/12/1rBf12/1raf質(zhì)點(diǎn)半徑

37、強(qiáng)化增量材質(zhì)尺寸數(shù)量分布（3）位錯(cuò)繞過機(jī)制： Orowan強(qiáng)化機(jī)制位錯(cuò)環(huán)繞過程如圖所示。Orowan強(qiáng)化理論12/102/12/32ln23rafrdrGbfKbRT02ln4rRKGbTDislocation theory：K=1 for screw, K=1- for knife, is poisson coefficient, G is shear modul, b burgers vector, r0 radius of dislocation, R half of the distance between particles, f volume fraction, r radius

38、of particle.（4）切割機(jī)制強(qiáng)化作用（可以分為三種情況：產(chǎn)生新表面；有序相產(chǎn)生反相疇界；共格相產(chǎn)生彈性應(yīng)力場(chǎng)）（以10b為界限，小于10b為短程作用； 大于10b為長(zhǎng)程作用）界面能增加導(dǎo)致的額外切應(yīng)力計(jì)算：2/122/32/11.1rGbfaIf the fact that dislocation will be incurvated in front of precipitate is taken into account， the above equation becomes torbA2新增面積：新增能量：Ab 1for a single particlerfrbfA3232f

39、or all particles in a unit area.反相疇界能增加導(dǎo)致的附加切應(yīng)力計(jì)算：for ordered particles only2/122/32/128.0rbGfAi、增加新界面ii、增加反相疇界可見， 短程作用中，增加的切應(yīng)力具有以下形式2/12/1rBf長(zhǎng)程作用計(jì)算：兩個(gè)應(yīng)變場(chǎng)的相互作用2/16/52/133314.27rfbETwhere E is Youngs modul, , a function of the mismatch of lattices of the 2 phase. The other parameters have the convent

40、ional meanings. iii、附加彈性應(yīng)力場(chǎng)因此，強(qiáng)度的變化多呈先升后降的變化規(guī)律（1）切繞（同一種相）；（2）Al-Cu： -SSGP區(qū)”（正方）（正方） （正方）（正方）（Al2Cu，正方）； Cu-Be： -SS GP區(qū)（”） （共格）（共格）（CuBe，立方）； Al-Li： -SS GP區(qū)（共格）（Al3Li，立方）；值得說明的是，實(shí)際合金中第二相不是單一的，如：Al-Cu-Li合金中主要有 ，至少存在兩個(gè)脫溶貫序；而Al-Li-Cu- Mg合金中有 、T（Al2CuLi）、S（Al2CuMg）、Al2MgLi等，更復(fù)雜。需尋求最佳耦合點(diǎn)。（5）高強(qiáng)時(shí)效型鋁合金的設(shè)計(jì)（這里

41、，僅從時(shí)效析出第二相導(dǎo)致沉淀強(qiáng)化的角度，來討論提高鋁合金的強(qiáng)度）i、fii、diii、共格度iv、有序度vi、界面能vii、不易粗化很難完全具備。但可兼有多項(xiàng)。 Al-CuAl-LiAl-Sc作業(yè)作業(yè)作業(yè)2 耐蝕性一般情況下，單相合金比多相合金更具耐蝕性（微電池作用）時(shí)效三階段中各種腐蝕情況分析，如圖所示。（1）晶間腐蝕抗力i、自然：均勻GP區(qū)晶間腐蝕抗力可以保持較高的水平；ii、人工：晶界局部脫溶，析出亞穩(wěn)相，第二相/基體構(gòu)成微電池體系晶間腐蝕抗力下降；iii、過時(shí)效：第二相粗化，微電池?cái)?shù)目減小晶間腐蝕抗力提高。強(qiáng)度應(yīng)力腐蝕抗力時(shí)效時(shí)間/溫度自然、欠時(shí)效人工時(shí)效過時(shí)效晶間腐蝕抗力（2）應(yīng)力腐

42、蝕抗力i、自然：GP區(qū)，易切割，一旦突破，后續(xù)位錯(cuò)共面滑移，塞積于某處（晶界、質(zhì)點(diǎn)）大量位錯(cuò)塞積，導(dǎo)致應(yīng)力集中（電池陽極），在腐蝕介質(zhì)作用下應(yīng)力集中易成為裂紋源應(yīng)力腐蝕抗力下降；ii、人工：亞穩(wěn)相或穩(wěn)定相，不易切割，位錯(cuò)繞過，無應(yīng)力集中應(yīng)力腐蝕抗力提高；iii、過時(shí)效：第二相粗化，更加不易切割應(yīng)力腐蝕抗力進(jìn)一步提高。過時(shí)效有利于提高耐蝕性5.7 影響時(shí)效過程及材料性能的因素主要包括：合金成分、塑性變形、固溶處理及時(shí)效制度以及其他因素T硬化增量BC4C3C2C1C0C5C6C1 合金成分的影響主要組元：參與時(shí)效的第二相的量，如圖所示。少量組元： 可溶性、不可溶性 影響第二相的溶解與析出 （包括影

43、響脫溶相的穩(wěn)定）2 塑性變形的影響（時(shí)效前冷變形）有利于較高溫度的脫溶；延緩較低溫度下的脫溶（G.P）；晶界無沉淀帶（晶內(nèi)脫溶）。3 固溶處理制度的影響溫度升高加速時(shí)效過程：原因：溫度升高，空位濃度增加； 強(qiáng)化相溶解徹底，更均勻； 晶粒粗化有利于普遍脫溶。冷卻速度： 固溶體的穩(wěn)定性； 熱應(yīng)力-屈服？塑性變形？導(dǎo)致缺陷有利于形核？ 4 時(shí)效溫度和時(shí)間的影響溫度的影響：不同脫溶相的形成于長(zhǎng)大； 是否有過時(shí)效；脫溶相與基體間的界面關(guān)系等。時(shí)間的影響：（與溫度影響類似分析）T1T2T3強(qiáng) 度時(shí) 間t1t2其他因素：物理場(chǎng)如超聲波、輻射等5.8 淬火（固溶處理）與時(shí)效的工藝規(guī)程淬火包括: 加熱速率與方式（爐子、介質(zhì)、分級(jí)、分級(jí)溫度與時(shí)間）、加熱溫度與保溫時(shí)間加熱溫度與保溫時(shí)間、冷卻速率冷卻速率與方式時(shí)效包括: 加熱速率與方式（爐子、介質(zhì)、分級(jí)、分級(jí)溫度與時(shí)間）、加熱溫度與保溫時(shí)間加熱溫度與保溫時(shí)間、冷卻速率與方式有時(shí)還需注意淬火時(shí)效之間的停留情況或需預(yù)處理，相應(yīng)地由一些參數(shù)需確定。Tt