《固態(tài)相變原理及應用》第六章 脫溶沉淀

1、脫溶沉淀脫溶沉淀型轉(zhuǎn)變6調(diào)幅分解 1 脫溶沉淀過程的熱力學2 脫溶沉淀過程3 脫溶沉淀后的顯微組織4 脫溶沉淀過程動力學5 脫溶沉淀時性能的變化 合金在脫溶過程中，其機械性能、物理性能和化學性能等均隨之發(fā)生變化，這種現(xiàn)象稱為時效。 室溫下產(chǎn)生的時效稱為自然時效 高于室溫的時效稱為人工時效 從過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)以及亞穩(wěn)定過渡相的過程稱為脫溶或沉淀，是一種擴散型相變。脫溶沉淀與時效脫溶發(fā)生的條件： 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，如圖所示。 如果將C0成分的合金自單相固溶體狀態(tài)緩慢冷卻到固溶度線（MN）以下溫度（如T3）保溫時，相將

2、從相固溶體中脫溶析出，相的成分將沿固溶度線變化為平衡濃度C1，這種轉(zhuǎn)變可表示為： 為平衡相，可以是端際固溶體，也可以是中間相，反應產(chǎn)物為（+）雙相組織 將這種雙相組織加熱到固溶度線以上某一溫度（如T1）保溫足夠時間，將獲得均勻的單相固溶體相，這種處理稱為固溶處理。 若將經(jīng)過固溶處理后的C0成分合金急冷，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，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強度和硬度，稱為沉淀強（硬）化或時效強（硬）化，是強化合金材料的重要途徑之一。合金經(jīng)固溶處理并淬火獲

3、得亞穩(wěn)過飽和固溶體，若在足夠高的溫度下進行時效，最終將沉淀析出平衡脫溶相。但在平衡相出現(xiàn)之前，根據(jù)合金成分不同會出現(xiàn)若干個亞穩(wěn)脫溶相或稱為過渡相。1 脫溶過程和脫溶物的結(jié)構(gòu) 以A1-4%Cu合金為例，其室溫平衡組織為相固溶體和相（CuAl2）。該合金經(jīng)固溶處理并淬火冷卻獲得過飽和相固溶體后，加熱到130進行時效，其脫溶順序為：G.P.區(qū)相相相，即在平衡相（）出現(xiàn)之前，有三個過渡脫溶物相繼出現(xiàn)。 下面以A1-Cu合金為例，介紹時效過程中過渡相和平衡相的形成及其結(jié)構(gòu)： G.P.區(qū)的形成及其結(jié)構(gòu) 過渡相的形成及其結(jié)構(gòu)平衡相的形成及其結(jié)構(gòu)1.1 G.P. 區(qū)的形成及其結(jié)構(gòu) Guinier和Presto

4、n各自獨立地分析了Al-Cu合金時效初期的單晶體，發(fā)現(xiàn)在母相固溶體的100面上出現(xiàn)一個原子層厚度的Cu原子聚集區(qū)，由于與母相保持共格聯(lián)系，Cu原子層邊緣的點陣發(fā)生畸變，產(chǎn)生應力場，成為時效硬化的主要原因。后來將這種在若干原子層范圍內(nèi)的溶質(zhì)原子聚集區(qū)即稱為Guinier-Preston區(qū)，簡稱G.P.區(qū)。Al-Cu系合金中的G.P.區(qū)(a)及其結(jié)構(gòu)模型(b) G.P.區(qū)的特點（）在過飽和固溶體的分解初期形成，且形成速度很快，通常為均勻分布；（） 其晶體結(jié)構(gòu)與母相過飽和固溶體相同，并與母相保持第類共格關(guān)系；（）在熱力學上是亞穩(wěn)定的。 由于G.P.區(qū)與母相保持共格，故其界面能較小，而彈性應變能較大，

5、因此，G.P.區(qū)的形狀與溶質(zhì)和溶劑的原子半徑差有關(guān)。 由于Cu與Al的原子半徑差約高達11.5，故在Cu原子層形成時產(chǎn)生的彈性應變能較大，因而A1-Cu合金中的G.P.區(qū)呈圓盤狀。而Al-Ag和Al-Zn合金中，溶質(zhì)和溶劑的原子半徑差很小，G.P.區(qū)形成時所產(chǎn)生的彈性應變能較小，所以G.P.區(qū)呈球狀。Al-Ag合金中的G.P.區(qū)模型 G.P.區(qū)的大小與合金成分、時效溫度和時效時間等因素有關(guān)。 Al-Cu合金在25時效時，G.P.區(qū)直徑5nm 25100時效時，G.P.區(qū)的厚度約為0.4nm 100時效時，G.P.區(qū)直徑為1520nm 200時效時，G.P.區(qū)直徑可達80nm 試驗證明，G.P.

6、區(qū)的數(shù)目比位錯數(shù)目（密度）要大得多。據(jù)此認為，G.P.區(qū)的形核主要是依靠濃度起伏的均勻形核，而依靠位錯的不均勻形核則不起主要作用。1.2 過渡相的形成及其結(jié)構(gòu)1）相的形成與結(jié)構(gòu) G.P.區(qū)形成之后，當時效時間延長或時效溫度提高時，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Al-Cu合金；二是與G.P.區(qū)無關(guān)，過渡相獨立地形核長大，如Al-Ag合金。 在Al-Cu合金中，隨著時效的進行，一般是以G.P.區(qū)為基礎(chǔ)，沿其直徑方向和厚度方向（以厚度方向為主）長大形成過渡相相。相具有正方點陣點陣常數(shù)：ab4.04，與母相相同 c7.8 ，較相的

7、兩倍(8.08)略小 相的晶胞有五層原子面中，中央一層為100Cu原子層，最上和最下的兩層為100Al原子層，而中央一層與最上、最下兩層之間的兩個夾層則由Cu和Al原子混合組成（Cu約為2025），總成分相當于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0.82nm，直徑約1415nm。隨著相的長大，在其周圍基體中產(chǎn)生的應力和應變也不斷地增大。2）相的形成與結(jié)構(gòu) 在A1-Cu合金中，隨著時效過程的進展，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。相也具有正方點陣，點陣常數(shù)：ab4.04 ，c5.8 。相的成分與CuAl2相當。 相的點陣雖然與基體相不同，但彼此

8、之間仍然保持部分共格關(guān)系，兩點陣各以其001面聯(lián)系在一起，如圖所示。相和相之間具有下列位向關(guān)系 (100)(100)；001001 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，這是兩者的主要區(qū)別之一。1.3平衡相的形成及其結(jié)構(gòu) 在Al-Cu合金中，隨著相的成長，其周圍基體中的應力和應變不斷增大，彈性應變能也越來越大，因而相逐漸變得不穩(wěn)定。當相長大到一定尺寸后將與相完全脫離，成為獨立的平衡相，稱為相。相也具有正方點陣，點陣常數(shù)為ab6.066，c4.874，與及相差甚大。相的與基體無共格關(guān)系，呈塊狀。 以上是以Al-Cu合金為例，介紹時效過程中過渡相和平衡相的形成及其結(jié)構(gòu)。其他時效硬

9、化型合金也與Al-Cu合金一樣，出現(xiàn)中間亞穩(wěn)的過渡相，但不一定都有上述幾個階段。下表列出了幾種時效硬化型合金的析出系列。3 脫溶后的顯微組織1連續(xù)脫溶及其顯微組織2非連續(xù)脫溶及其顯微組織3脫溶過程中的顯微組織變化定義：在合金的脫溶過程中，脫溶物附近基體中的濃度變化為連續(xù)的即稱為連續(xù)脫溶。連續(xù)脫溶可分為均勻脫溶和非均勻脫溶。均勻脫溶的析出物較均勻地分布在基體中，非均勻脫溶的析出物的晶核優(yōu)先在晶界、亞晶界、滑移面、孿晶界面、位錯線及其他晶體缺陷處形成。3.1 連續(xù)脫溶及其顯微組織 實際合金幾乎都屬于非均勻脫溶，而均勻脫溶是很少見的。常見的非均勻脫溶有滑移面析出和晶界析出。這里的滑移面是切應力所造成

10、的，而切應力一般是在固溶淬火時形成的，在固溶淬火后時效處理前施以冷變形也可以形成切應力。某些時效型合金（如鋁基、鈦基、鐵基，鎳基等）在晶界析出的同時，還會在晶界附近形成一個無析出區(qū)，有些無析出的區(qū)寬度很小，只在電鏡下才能觀察到。無析出區(qū)的存在將降低合金的屈服強度，易于在該區(qū)發(fā)生塑性變形，導致晶間破壞。另外，相對于晶粒內(nèi)部而言，無析出區(qū)是陽極，易于發(fā)生電化學腐蝕，從而使應力腐蝕加速。Al-20%Ag合金的晶界析出及無析出區(qū) 電鏡觀察發(fā)現(xiàn)，在固溶處理狀態(tài)下無析出區(qū)中無位錯環(huán)存在，而其他區(qū)域都有大量的位錯環(huán)。因此認為，無析出區(qū)的形成很可能是由于該區(qū)位錯密度低而不易形核所致。避免出現(xiàn)無析出區(qū)的辦法是采

11、用一定量的預變形，使該區(qū)產(chǎn)生位錯。如Al-7Mg合金時效前，經(jīng)15拉伸變形便可消除晶界附近的無析出區(qū) 當析出過渡相以至平衡相時，析出物與基體相之間的共格關(guān)系逐漸被破壞，由完全共格變?yōu)椴糠止哺?，甚至為非共格關(guān)系。雖然如此，在連續(xù)脫溶的顯微組織中，析出物與基體相之間往往仍然保持著一定的晶體學位向關(guān)系，其截面一般呈針狀。此外，連續(xù)脫溶產(chǎn)物還有呈球狀（等軸狀）、立方體狀等.3.2非連續(xù)脫溶及其顯微組織 非連續(xù)脫溶也稱為胞狀脫溶，脫溶時兩相耦合成長，與共析轉(zhuǎn)變很相似。因其脫溶物中的相和母相之間的溶質(zhì)濃度不連續(xù)而稱為非連續(xù)脫溶。若0為原始相，為平衡脫溶相，1為胞狀脫溶區(qū)的相，則非連續(xù)脫溶可表示為： 非連續(xù)

12、脫溶的顯微組織特征是在晶界上形成界限明顯的領(lǐng)域，稱為胞狀物、瘤狀物。胞狀物般由兩相所組成：一相為平衡脫溶物，大多呈片狀；另一相為基體，系貧化的固溶體，有一定的過飽和度。非連續(xù)脫溶的胞狀物與片狀珠光體很相似。這種胞狀物可在晶界一側(cè)生長，也可在晶界兩側(cè)同時生長。Co-Ni-Ti合金晶界上的胞狀析出 非連續(xù)脫溶形成胞狀物時一般伴隨著基體的再結(jié)晶。G.P.區(qū)和過渡相析出時均與基體保持共格關(guān)系，隨著析出的進行，所產(chǎn)生的應力和應變逐漸增大，當達到一定程度時，基體會發(fā)生回復以至再結(jié)晶，稱為應力誘發(fā)再結(jié)晶。由于析出及其伴生的應力和應變以及應力誘發(fā)再結(jié)晶通常優(yōu)先發(fā)生于晶界上，因此這種析出又稱為晶界再結(jié)晶反應型析

13、出，簡稱為晶界反應型析出。 這種再結(jié)晶從晶界開始后逐漸向周圍擴展，直至整個基體。在發(fā)生再結(jié)晶的區(qū)域，其應力、應變和應變能顯著降低。胞狀物中的析出物為平衡相，它與基體間的共格關(guān)系完全被破壞，也不再存在晶體學位向關(guān)系（形成再結(jié)晶織構(gòu)者除外）?；w中的溶質(zhì)原子濃度降至平衡值。這種再結(jié)晶與一般的再結(jié)晶一樣，亦為擴散型的形核和長大過程。非連續(xù)脫溶的機理示意圖 在過飽和固溶體相中，溶質(zhì)原子首先在晶界處發(fā)生偏聚，接著以質(zhì)點形式脫溶析出相，并將部分晶界固定住。隨脫溶過程進行，相呈片狀長入與其無位向關(guān)系的母相晶粒中。在片狀相兩側(cè)將出現(xiàn)溶質(zhì)原子貧化區(qū)（1相），而其外側(cè)沿母相晶界又可形成新的相晶核。此時，相和1相以

14、外的母相仍保持原有濃度0。隨脫溶過程繼續(xù)進行，相不斷向前長成薄片狀，并與相鄰的1相組成類似珠光體的、內(nèi)部為層片狀而外形呈胞狀的組織。 胞狀組織與珠光體組織的區(qū)別在于：由共析轉(zhuǎn)變形成的珠光體中的兩相（+Fe3C）與母相在結(jié)構(gòu)和成分上完全不同，而由非連續(xù)脫溶所形成的胞狀物的兩相（01+）中必有相的結(jié)構(gòu)與母相相同，只是其溶質(zhì)原子濃度不同于母相而已。非連續(xù)脫溶與連續(xù)脫溶相比，除界面濃度變化不同外，還有以下三點區(qū)別：（）前者伴生再結(jié)晶，而后者不伴生再結(jié)晶。在連續(xù)脫溶過程中，雖然應力和應變也不斷增加，但般未達到誘發(fā)再結(jié)晶的程度；（）前者析出物集中于晶界上，至少在析出過程初期如此，并形成胞狀物；而后者析出物

15、則分散于晶粒內(nèi)部，較為均勻；（）前者屬于短程擴散，而后者屬于長程擴散。過飽和固溶體脫溶產(chǎn)物的顯微組織的變化順序可有三種情況： 連續(xù)非均勻脫溶加均勻脫溶 非連續(xù)脫溶加連續(xù)脫溶 僅發(fā)生非連續(xù)脫溶。3.3 脫溶過程中的顯微組織變化脫溶析出產(chǎn)物顯微組織變化的順序示意圖1）連續(xù)非均勻脫溶加均勻脫溶 1(a)首先發(fā)生連續(xù)非均勻脫溶（一般在滑移面和晶界析出），接著發(fā)生連續(xù)均勻脫溶。此時，連續(xù)均勻脫溶物尺寸尚小，不能用光鏡分辨。 1(b)隨時間延長，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)生了過時效。 1(c) 隨時效過程進一步發(fā)

16、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)濃度己經(jīng)貧化，但基體未發(fā)生再結(jié)晶。2）非連續(xù)脫溶加連續(xù)脫溶 2(a)表示首先發(fā)生非連續(xù)脫溶，接著發(fā)生連續(xù)脫溶。 從2(a)到2(c)表示非連續(xù)脫溶的胞狀組織（包括伴生的再結(jié)晶）從晶界擴展至整個基體。 2(d)表示析出物發(fā)生了粗化和球化?；w中溶質(zhì)已發(fā)生貧化，并已經(jīng)發(fā)生了再結(jié)晶而使基體晶粒細化。3）僅發(fā)生非連續(xù)脫溶 3(a)到3(c)表示非連續(xù)脫溶的胞狀組織（包括伴生的再結(jié)晶）從晶界擴展至整個基體。 3(d）表示析出物粗化和球化。一般來說，脫溶產(chǎn)物顯微組織變化的順序并不是一成不變的，而是與下列因素有關(guān)：合金的

17、成分和加工狀態(tài)；固溶處理的加熱溫度和冷卻速度；時效溫度和時效時間；固溶處理后和時效處理前是否施以冷加工變形等等。4 脫溶時效時的性能變化1冷時效和溫時效2時效硬化機制3回歸現(xiàn)象由于固溶強化效應，固溶處理所得的過飽和固溶體的硬度和強度均較純?nèi)軇楦摺Ｔ跁r效初期，隨時效時間的延長，硬度將進一步升高，習慣上稱其為時效硬化。按時效硬化曲線的形狀不同，可分為冷時效和溫時效。4.1 冷時效和溫時效冷時效和溫時效過程硬度變化示意圖冷時效與溫時效往往是交織在一起的 冷時效是指在較低溫度下進行的時效，其硬度變化曲線的特點是硬度一開始就迅速上升，達一定值后硬度緩慢上升或者基本上保持不變。冷時效的溫度越高，硬度上升

18、就越快，所能達到的硬度也就越高。在Al基和Cu基合金中，冷時效過程中主要形成G.P.區(qū)。 溫時效是指在較高溫度下發(fā)生的時效，硬度變化規(guī)律是：開始有一個停滯階段，硬度上升極其緩慢，稱為孕育期，一般認為這是脫溶相形核準備階段，接著硬度迅速上升，達到一極大值后又隨時間延長而下降。溫時效過程中將析出過渡相和平衡相。溫時效的溫度越高，硬度上升就越快，達最大值的時間就越短，但所能達到的最大硬度反而就越低。冷時效與溫時效的溫度界限視合金而異，Al合金一般約在100左右。冷時效與溫時效往往是交織在一起的。下圖給出了不同成分的Al-Cu合金在130時效時硬度與脫溶相的變化規(guī)律。由圖可見，Al-Cu合金的時效硬化

19、主要依靠形成G.P.區(qū)和相，尤其以形成相的強化效果最大，當出現(xiàn)相以后合金的硬度下降。不同成分的Al-Cu合金在130時效時硬度與脫溶相的變化規(guī)律時效時引起硬度變化的因素 在時效前期，彌散析出相所引起的硬化超過了另外兩個因素所引起的軟化，因此硬度將不斷升高并可達到某一極大值。在時效后期，由于析出相所引起的硬化小于另外兩個因素所引起的軟化，故導致硬度下降，此即為溫時效。若時效時僅形成G.P.區(qū)，硬度將單調(diào)上升并趨于一恒定值，此即為冷時效。 在其他一些時效型合金中，會出現(xiàn)多個硬度峰，其原因可能是在不同時間內(nèi)形成幾種不同的G.P.區(qū)、過渡相以至平衡相所致。時效硬化是由于母相中的位錯與析出相之間的交互作

20、用引起的?？砂次诲e通過析出相的方式不同將時效硬化機制分為以下三類。內(nèi)應變強化切過析出相顆粒強化繞過析出相強化4.2 時效硬化機制1）內(nèi)應變強化 一般認為，由于析出相的點陣結(jié)構(gòu)及點陣參數(shù)均與母相不同，在析出相周圍將產(chǎn)生不均勻畸變區(qū)，即形成不均勻應力場。處于不同應力場的位錯具有不同的能量。為了降低系統(tǒng)能量，位錯均力圖處于低能位置，即處于能谷位置。 在固溶處理狀態(tài)下，溶質(zhì)以原子狀態(tài)存在于溶劑之中，在每一個溶質(zhì)原子周圍均形成一定的應力場。由于溶質(zhì)原子數(shù)量多，相鄰溶質(zhì)原子間距很小，例如溶質(zhì)濃度為1（原子比）時，每隔45個溶劑原子就有一個溶質(zhì)原子。由于位錯曲率半徑愈小，則使位錯彎曲所需的力就愈大，所以要使

21、位錯繞過每一個溶質(zhì)原子而使位錯的每一段都處于能谷位置是不可能的。 可能情況是，位錯基本上仍保持平直，其中部分位錯段處于能谷位置，部分位錯段處于能峰位置，部分位錯段處于能峰兩側(cè)。當位錯線在外力作用下移動時，部分位錯，將從低能位置移向高能位置，故受到一阻力作用。而另一部分位錯段則從高能位置移向低能位置，故受到一推力作用。阻力和推力大致相當，故固溶狀態(tài)下的溶質(zhì)原子所形成的應力場不能阻止位錯運動，此時的固溶體處于較軟的狀態(tài)。 形成析出相時，新相顆粒間距遠遠大于固溶狀態(tài)下的溶質(zhì)原子間距。當析出相間距增大到位錯線能夠繞過每一個析出相顆粒而成為彎曲位錯時，整根位錯有可能全部處于能谷位置。此時位錯在外力作用下

22、移動時，位錯線任何部分都將從能谷位置移向能峰位置，整根位錯線將受到阻力作用而使硬度和強度得到提高。由此而引起的強化稱為內(nèi)應變強化，內(nèi)應變強化隨析出相的增多而增強。2）切過析出相顆粒強化 若析出相顆粒位于位錯線的滑移面上，且析出相不太硬時，位錯線可以切過析出相顆粒而強行通過，如圖所示。位錯線切過析出相示意圖位錯線切過析出相顆粒時：1）需要克服析出相顆粒所造成的應力場；2）析出相顆粒被切成兩部分而增加了表面能；3） 改變了析出相內(nèi)部原子之間的鄰近關(guān)系。因而使能量升高，引起強化。3）繞過析出相強化 Orowan指出，當析出相顆粒間距足夠大，且顆粒又很硬，位錯不能切過時，在外力作用下位錯線將在析出相顆

23、粒之間凸出、擴展、相遇、相消、重新連接成一根位錯線，并在析出相顆粒周圍留下位錯圈，如圖11.13所示。位錯繞過析出相顆粒時所留下的位錯圈將使下一根位錯線通過該處時變得困難，從而引起形變強化。位錯線繞過析出相示意圖位錯線按此方式移動時所需的切應力為：G為切變模量b為柏氏矢量L為相鄰析出相顆粒間距 可見，位錯移動所需的切應力與析出相顆粒間距L成反比，L愈小，則愈大。當時效進行到一定程度后，隨著析出相顆粒的聚集長大，顆粒間距L增大，切應力隨之減小，即硬度和強度下降，這就是所謂過時效的本質(zhì)。時效硬化曲線解釋如下：1) 時效初期形成的G.P.區(qū)與母相保持共格關(guān)系，具有內(nèi)應變強化效應，再加上切過強化效應而

24、使硬度顯著升高。隨著時效時間的延長，G.P.區(qū)數(shù)量增多，硬度也不斷升高。當G.P.區(qū)數(shù)量達到某一平衡值時硬度不再增加，出現(xiàn)一個平臺。2) 隨后析出的相也與母相保持共格關(guān)系，在其周圍也形成強內(nèi)應力場，另外位錯線也可以切過相，故相的析出使硬度和強度進一步升高，并隨相數(shù)量及尺寸的增加而增加。當相粗化到位錯線能夠繞過時，隨著顆粒尺寸和顆粒間距的增大，硬度開始下降，出現(xiàn)了過時效現(xiàn)象。3) 析出相時，由于相是不均勻形核，與母相保持半共格關(guān)系，且形成后很快粗化到位錯線可以繞過的尺寸，半共格關(guān)系也很快被破壞，因此相出現(xiàn)不久硬度即開始下降。相的析出只能導致硬度下降。4.3 回歸現(xiàn)象時效型合金在時效強化后，于平衡

25、相或過渡相的固溶度曲線以下某一溫度加熱，時效硬化現(xiàn)象會立即消除，硬度基本上恢復到固溶處理狀態(tài)，這種現(xiàn)象稱為回歸。合金回歸后，再次進行時效時，仍可重新產(chǎn)生硬化，但時效速度減慢，其余變化不大。 回歸現(xiàn)象首先是在硬鋁中發(fā)現(xiàn)的。硬鋁發(fā)生回歸現(xiàn)象的加熱溫度約為250，保溫時間僅為2060s。回歸現(xiàn)象的實質(zhì)是：通過時效形成的G.P.區(qū)在加熱到稍高于G.P.區(qū)固溶度曲線的溫度時，G.P.區(qū)發(fā)生溶解，而過渡相和平衡相則由于保溫時間過短而來不及形成，再次快冷至室溫后仍獲得過飽和固溶體。 回歸過程十分迅速，其原因是淬火鋁合金中存在大量空位。G.P.區(qū)的形成受空位擴散所控制，大量的空位集中于脫溶區(qū)及其附近，故溶質(zhì)原

26、子的擴散加速，因而回歸過程迅速。回歸后重新時效時，時效速度大大下降，這是因為回歸處理溫度比淬火溫度低得多，快冷至室溫后保留的過?？瘴簧俚枚?，因而擴散減慢，時效速度顯著下降。當需要工件恢復塑性以便于冷加工，或為了避免淬火變形和開裂而不宜重新進行固溶處理時，可以利用回歸現(xiàn)象。 上述的脫溶時效大多是以非鐵合金(主要是AlCu系合金)為例說明的。其實，在鐵基合金以及鋼鐵材料中，脫溶和時效也是經(jīng)?？梢杂龅降?。例如，從奧氏體中析出二次碳化物，從鐵素體中析出三次碳化物，從工業(yè)純鐵或低碳鋼中析出碳化物或氮化物，等等。鋼在回火時所發(fā)生的馬氏體分解或二次硬化也是脫溶過程。 5 鐵基合金的脫溶與時效下面以馬氏體時效

27、鋼為例闡述時效硬化型鋼的脫溶，并簡述鐵基合金的淬火時效以及應變時效。51 馬氏體時效鋼的脫溶 馬氏體時效鋼是20世紀50年代開發(fā)的超高強度鋼之一，鋼中碳含量極低，規(guī)定不得超過0.03，所以習慣上雖稱其為鋼，實際上是鐵基合金。加入大量的Ni是為了獲得馬氏體并保證良好的韌性。其典型成分如表所示。馬氏體時效鋼的化學成分及強度水平 馬氏體時效鋼的淬透性很好，經(jīng)奧氏體化后空冷和爐冷至M0點以下即可獲得板條馬氏體。因其碳含量極低，故強度和硬度均較低，硬度約為HRc30，所以這類鋼可以在淬成馬氏體后加工成形，然后再經(jīng)過時效處理強化。這種鋼時效前的屈服極限約為10001400MPa，時效處理后可使屈服極限提高

28、到14003500MPa?？梢姡@種鋼的高強度主要是依靠時效析出的強化相引起的沉淀強化，馬氏體時效鋼即因此而得名。 馬氏體時效鋼中的強化相為金屬間化合物。強化元素有Be、Ti、Al、Mo、Nb等穩(wěn)定鐵素體的合金元素。 馬氏體時效鋼的脫溶機理雖已進行了很多研究工作，但至今尚未完全清楚。 馬氏體時效鋼中最典型的是18Ni型鋼，其時效溫度一般在450500C左右。一般認為，脫溶時合金元素首先在馬氏體中的位錯處發(fā)生偏聚，形成“柯氏氣團” 這種“氣團”非常穩(wěn)定，即使加熱到500C左右亦保持不變。脫溶相以“氣團”作為非均勻核心，所以彌散度極大，顆粒極細(尺寸約為10nm)，并且分布十分均勻。析出物主要為N

29、i，M(M代表所加入的Mo、Ti等合金元素)型金屬間化合物。脫溶初期金屬間化合物與馬氏體基體之間保持共格關(guān)系。時效強度達到最大值時，析出物為部分共格的過渡相Ni2Mo、Ni3Ti或Ni2(Mc，、Ti)。Ni，Ti具有密排六方點陣，與馬氏體基體的晶體學位向關(guān)系為： (0001) Ni3Ti/(011)M。加Co是為了降低M0在a相中的固溶度，使含Mo強化相的數(shù)量增加。 當時效溫度超過500C時，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。 當在500C以上長期保溫后，鋼的結(jié)構(gòu)和組織還會發(fā)生下列變化：位錯密度減小、析出物粗化、析出物間距變大，同時部分共格的過渡相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榉枪哺竦钠胶庀?。平衡相一般認為是Fe2Mo(Laves相)。 如圖所示出了18Ni馬氏體時效鋼的標準熱處理制度。 由于鋼中含有大量的合金元素鎳，原子擴散異常困難，所以熱滯現(xiàn)象非常嚴重。當完全奧氏體化后，必須冷卻至200以下奧氏體(相)方能完全轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體(相)。重新加熱時，必須超過A。點(500 左右)才會發(fā)生逆轉(zhuǎn)變。因此，一般在480進行時效處理。 馬氏體時效鋼的時效強化特性與非鐵合金相似。時效強化原因有二：由于溶質(zhì)原子向位錯偏聚；由于不