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第六章脱溶沉淀及时效 概述脱溶沉淀热力学及脱溶沉淀过程脱溶沉淀后的显微组织脱溶沉淀过程动力学脱溶沉淀时性能的变化调幅分解固溶处理及时效工艺 1 第一节概述 固溶 合金在加热时 其过剩相可以溶解到固溶体基体中 称为固溶 固溶处理 将合金加热至适当温度并保温 使过剩相充分溶解 然后快速冷却以获得过饱和固溶体的热处理工艺 2 脱溶或沉淀 从过饱和固溶体中析出沉淀相或形成溶质原子聚集区以及亚稳定过渡相的过程 是一种扩散型相变 弥散新相的沉淀将使合金的硬度升高 称为沉淀硬化 时效处理 合金经固溶处理后在室温或高于室温的适当温度保温 以达到沉淀硬化目的的热处理工艺 称为时效 分为自然时效和人工时效 3 具有脱溶沉淀转变的条件 合金在平衡相图上有固溶度的变化 且固溶度随温度降低而减少 可分为连续脱溶与不连续脱溶 连续脱溶 脱溶时 随新相的形成 母相成分连续地 平缓地有过饱和转变为饱和状态 不连续脱溶 脱溶相一旦形成 则其周围一定距离内的固溶体立即由过饱和达到饱和状态 并与原始成分的固溶体形成截然的分界面 4 第二节脱溶沉淀热力学及脱溶沉淀过程 1 脱溶沉淀热力学 5 实际的过饱和固溶体脱溶 并不直接析出平衡相 而使先形成溶质原子偏聚区 G P 区 过渡相 最后形成平衡脱溶沉淀相 过饱和固溶体 偏聚区 G P 区 过渡相 亚稳相 平衡脱溶沉淀相 6 2 脱溶沉淀过程 以Al Cu合金为例 平衡脱溶相为Al2Cu 1 G P 区的形成溶质原子偏聚区 与母相共格 7 2 的形成G P 区沿直径和厚度方向长大形成 相 正方点阵 与母相保持共格 3 的形成时效温度进一步提高将形成 相 不均匀形核 薄片状 正方点阵 与母相保持部分共格 8 4 的形成一般认为 由 长大而成 相也具有正方点阵 与母相非共格 平衡相形成后合金硬度下降 其他时效硬化合金与Al Cu合金类似 出现中间过渡相 但不一定有四个阶段 3 脱溶相的粗化脱溶相形核后 溶质原子的聚集使得脱溶相不断长大 进一步的长大是通过大质点长大 小质点消失的方式进行 称为奥斯特华德熟化 Ostwaldripening 9 10 第三节脱溶沉淀后的显微组织 1 连续脱溶的显微组织 普遍脱溶 整个固溶体中普遍地发生脱溶并析出均匀分布的脱溶沉淀相 而与晶界 位错线等无关 一般会对合金性能产生较好的影响 11 局部脱溶 普遍脱溶前 较早地从晶界 亚晶界 滑移面 位错线 夹杂物界面及其它晶体缺陷处优先形核 使该处较早地出现脱溶相质点的脱溶 是一种不均匀形核 12 无沉淀带 某些铝基 钛基 铁基 镍基等时效型合金在晶界处的局部脱溶往往在紧靠晶界附近形成一条无沉淀带 13 目前有两种机制解释无沉淀带的产生 贫溶质机制和贫空位机制 1 贫溶质机制 晶界处脱溶较快 较早地析出脱溶相 因而吸收了附近的溶质原子 使周围基体溶质原子贫乏而无法析出脱溶相 造成无沉淀带 2 贫空位机制 无析出带的成因 是因为该区域内的空位密度低 使溶质原子的扩散变得困难 因此使G P 区及亚稳中间相等均难以析出 空位密度低是因为固溶处理冷却时靠近晶界的空位扩散到晶界而消失 14 2 不连续脱溶的显微组织 不连续脱溶的显微组织类似珠光体 固溶体的浓度分布类似双相分解 o 1 其中 为原始相 平衡脱溶相 1胞状脱溶区的 相 15 不连续脱溶的显微组织特征是脱溶相沿晶界不均匀形核 脱溶相与周围基体两相耦合成长 逐步向晶内扩展 在晶界附近形成界限明显的脱溶组织区域 称为胞状或瘤状物 胞状物一般由两相组成 一为平衡脱溶相 另一相为基体 系贫化的固溶体 不连续脱溶时 脱溶胞与基体间是非共格的大角度晶界 脱溶胞内的 和 片都与原始 基体形成非共格界面 16 不连续脱溶机制 过饱和固溶体 中 溶质原子首先在晶界处偏聚 接着以质点形式脱溶析出 相 并将部分晶界固定 随后 相呈片状长入与其无位向关系的母相 基体中 片状 的两侧出现溶质原子贫化区 1 相 而在 1相外侧 沿母相晶界又可形成新的 相 17 不连续脱溶和连续脱溶相比 除界面浓度变化之外 还存在三点区别 1 不连续脱溶伴生再结晶 而连续脱溶则没有 2 不连续脱溶的脱溶物集中在晶界上 至少析出的初期如此 并形成胞状物 而连续脱溶析出相则分散于晶粒内部 且分布较均匀 3 不连续脱溶属于短程扩散 而连续脱溶则属于长程扩散 18 3 脱溶过程中显微组织变化序列 19 第四节脱溶沉淀过程动力学 1 脱溶沉淀等温动力学图的特点 1 存在孕育期 2 亚稳相的数目与过饱合度及温度有关 过饱和度高 过冷度大 则亚稳相的数目多 3 孕育期的长短也取决与母相的过饱和度 高温时母相过饱和度小 则孕育期长 20 2 等温脱溶沉淀动力学图的影响因素 1 晶体缺陷影响空位多 则脱溶沉淀的速度快 晶界 位错等具有与空位相似的作用 不同缺陷对不同脱溶沉淀相的影响不同 空位促进G P 区的形成 位错促进 相的形成 2 合金成分的影响合金熔点低 则脱溶沉淀速度快 熔点高 则脱溶沉淀速度慢 溶质原子与溶剂原子的性能差别大 则沉淀速度快 过饱和度大 沉淀速度快 21 3 温度的影响温度高 原子活动能力大 则脱溶沉淀速度快 但温度高时 过饱和度及自由能差减小 又会导致脱溶沉淀速度减慢 22 第五节脱溶沉淀时性能的变化 冷时效 较低温度下进行的时效 其硬度曲线变化的特点是硬度一开始迅速上升 达到一定值后硬度缓慢上升或者基本保持不变 一般Al合金或Cu合金冷时效只形成G P 区 温时效 在较高温度下进行的时效 其硬度曲线变化的特点是 在初期有一孕育期 以后硬度迅速升高 达到一极大值后 硬度又随时间延长而下降 一般认为温时效析出的是过渡相与平衡相 1 冷时效与温时效 峰时效 23 时效时硬度发生变化的原因 1 固溶体的贫化 2 基体的回复与再结晶 3 脱溶沉淀相的析出 24 2 时效硬化机制 1 内应变强化脱溶沉淀相或溶质原子与母相金属之间存在一定错配度时 便产生了应力场 阻碍位错运动 25 2 切过颗粒强化当析出相位于位错的滑移面上 且析出相比较软时 位错线就可切过析出相而通过 切 f1 2 1 6r1 2f 脱溶相颗粒的体积分数 r 脱溶相半径 26 3 绕过析出相强化 奥罗万机制 当析出相位于位错的滑移面上 且析出相很硬时 位错线无法切过析出相 27 绕 2Gb LG 切变模量 b 柏氏矢量 L 相邻析出相颗粒间距 绕过机制使得合金强化的增量大致为 绕 f r 11 相邻析出相颗粒间距越小 则强化效应越大 2 当颗粒体积分数一定时 脱溶相颗粒半径越小 则强化效应越显著 并按r 1变化 3 当脱溶相半径一定时 其体积分数越大 则强化效应越高 并按f 变化 28 3 回归现象 若把经过低温时效硬化的合金放在固溶处理温度之下比较高的温度下短期加热并迅速冷却 时效硬化现象会立即消除 硬度基本恢复到固溶处理状态 称为回归 产生原因 通过时效形成的G P 区在加热到稍高于G P 区固溶度曲线温度时 G P 区会溶解 因而导致硬化现象消失 而过渡相和平衡相则由于保温时间短来不及析出 29 第六节调幅分解 在具有固溶度间隔和拐点曲线的合金体系中 通过上坡扩散 不经形核 按扩散 偏聚机制转变 进行溶质原子的聚集 由单相固溶体自发 连续地分解成结构与原固溶体相同但成分有明显差别的亚稳共格固溶体的转变 称为调幅分解 又称为增幅分解 拐点分解等 调幅分解是固溶体分解的一种特殊形式 调幅分解的产物只有溶质的富化区和贫化区 且二者之间没有清晰的相界面 30 1 调幅分解的热力学条件 发生增幅分解的热力学条件 合金成分必须位于自由能 成分曲线的两个拐点之间 Co Ca Cb 31 产生调幅分解的合金必须具有均匀固溶体分解为两相固溶体的状态图 且这两相固溶体具有相同的晶体结构 成分 自由能曲线是连续的 除此之外 发生调幅分解的另一个条件是合金中可以进行扩散 32 2 调幅分解过程 调幅分解过程中 富B元素的区域进一步富化 贫B元素区域进一步贫化 两区域间没有明显分界线 上坡扩散 33 3 调幅分解组织与性能 固溶体按扩散 偏聚机制分解时 脱溶相与基体始终保持共格关系 因为新相与母相仅在化学成分上有差异 而晶体结构是相同的 34 调幅分解时 成分按正弦规律变化 故调幅分解组织具有规律性 溶质原子与溶剂原子半径存在差异 为维持共格 降低弹性能 析出相总是沿着弹性应变阻力小的晶向进行 形成定向排列的特征 调幅分解组织的方向性易受应力场和磁场的影响 利用这点可以调整调幅分解的组织结构 35 第七节固溶处理及时效工艺 1 合金固溶处理后性能的变化 合金固溶处理后性能的变化与相成分 合金原始组织 固溶处理状态组织特征 固溶处理条件 预先热处理等一系列因素有关 与铸态相比 铸造合金固溶处理后强度与塑性均提高 36 2 固溶处理和时效参数对材料性能的影响 在不发生过烧或过热的前提下 提高固溶处理温度可以加速时