合金脱溶沉淀与时效

第八章

合金的脱溶沉淀与时效一、概念二、合金脱溶过程三、脱溶热力学四、脱溶动力学五、脱溶的分类及显微组织六、脱溶时的性能变化七、回归现象（固溶处理）八、调幅分解时效——时间效应所引起的合金性能变化。脱溶（时效的实质）----从过饱和固溶体中析出第二相(沉淀相)或形成溶质原子聚集区以及亚稳定过渡相的过程。属扩散型相变。一、概念过饱和α固溶体析出固溶处理饱和α固溶体＋析出相（固溶淬火）固溶处理速冷人工时效自然时效Ttαβ

α＋βABα过饱和α饱和α＋析出相溶质偏聚区亚稳过渡相稳定第二相基本条件：有固溶度变化曲线（随T降低而减小）形成有限固溶体生产应用：有色金属及沉淀硬化不锈钢等强化的主要手段。αβ

α＋βABγ

二、合金脱溶过程

一般地：G.P区形成过渡相形成平衡相形成

G.P区形成：在若干个原子层范围内的溶质原子富集区。

二、合金脱溶过程

一般地：G.P区形成过渡相形成平衡相形成

G.P区形成：在若干个原子层范围内的溶质原子富集区。G.P区特点（P147）1)过饱和固溶体的分解初期形成，形成速度很快，均匀形核，均匀分布；2)晶体结构与母相过饱和固溶体相同，并与母相保持共格关系；3)热力学上亚稳性能变化硬度上升G.P区形状一般：溶质/溶剂原子半径差大，弹性应变能大，以盘状析出；溶质/溶剂原子半径差小，弹性应变能小，以球状析出。

二、合金脱溶过程

一般地：G.P区形成过渡相形成平衡相形成

G.P区形成：在若干个原子层范围内的溶质原子富集区。过渡相形成

平衡相形成（θ）以G.P.区为基础逐渐转变为过渡相，Al-Cu过渡相独立地形核长大,Al-Ag合金Al(100%)0.75Al+0.25CuCu(100%)0.75Al+0.25CuAl(100%)CuAl2长大到破坏共格关系时θ4.044.044.044.047.685.86.0666.0664.87相abc与基体关系共格半共格非共格母相α4.044.044.04θ4.044.044.044.047.685.86.0666.0664.87相abc与基体关系共格半共格非共格母相α4.044.044.04共格关系举例：钢的回火：α’

C偏聚ε

θ钒钢：Fe2-4CFe3CV4C3VC钨钢：Fe2-4CFe3CW3CW3C/W23C6WC钼钢：Fe2-4CFe3CMo3CMoC几种时效硬化型合金的析出系列

三、脱溶沉淀过程的热力学脱溶时的能量变化符合一般的固态相变规律。脱溶驱动力——新相和母相的化学自由能差，脱溶阻力——脱溶相的界面能和应变能。由α→G.P.→θ〞→θ′→θ

能量逐渐降低。相变驱动力，α→θ最大，

α→G.P.最小但相变难易程度还需考虑相变阻力。实际脱溶过程可表示为：α0→α1＋G.P.→α2＋θ〞→α3＋θ′→α平衡＋θα0→α1＋G.P.→α2＋θ〞→α3＋θ′→α平衡＋θ

G.P区形成共格界面，界面能低，所需形核功较小；且G.P区与基体浓度差较小，易通过扩散形核并长大，所以一般脱溶时先形成G.P.区。四、脱溶沉淀过程动力学如图，脱溶沉淀的各个阶段均有独立的C曲线，且已相互交叉在一起。孕育期长短取决于温度和过饱和度

T↗，扩散↗；过饱和度↘，驱动力↘综合使动力学曲线呈C型。中间过渡相的数目取决于母相的过饱和程度及温度：过饱和度高，中间过渡相数目多过冷度大，过渡相多。脱溶过程是通过扩散进行的。因此过饱和固溶体的等温脱溶动力学曲线也呈C形。

五、脱溶的分类及显微组织

连续脱溶在脱溶过程中，脱溶物附近基体中的浓度变化为连续。均匀脱溶析出物均匀分布在基体中的连续脱溶。实际上均匀脱溶很少。非均匀脱溶析出物优先在晶界、亚晶界、滑移面、孪晶界面、位错及其它缺陷处。

A.滑移面析出的非均匀脱溶

B.晶界析出的非均匀脱溶特征：原子长程扩散非连续脱溶在脱溶过程中，脱溶的两相耦合成长，脱溶物附近基体中的浓度变化为非连续。特征1：析出相从晶界不均匀形核，然后向晶内扩展第一步：在过饱和α1相中溶质原子首先在晶界处偏聚，并在晶界处脱溶析出β相；第二步：

β相长入母相α0中，并在β相两侧出现原子贫化区α1相重复第一步和第二步过程。特征2：析出相呈层片状与相邻贫化区组成类似珠光体团的胞状组织。特征3：晶界形成胞状物时一般伴随着基体再结晶。特征4：原子短程扩散α0β+α1(+α0)非连续脱溶的机理示意图非连续脱溶过程与珠光体转变相似，但二者本质不同。非连续脱溶是析出强化相，且α0

、α1相结构相同；珠光体转变中γ、α相结构不相同。非连续脱溶过程与连续脱溶过程区别：说明：α0α1+βγα+Fe3C无长程短程连续不连续连续脱溶非连续脱溶种类组织形态脱溶位置再结晶原子扩散界面浓度项目晶界＋晶内（均匀分布）胞状有晶界多样化，晶界无沉淀带五、脱溶的分类及显微组织

《金属固态相变原理》P156图7.9连续脱溶（非均匀脱溶＋均匀脱溶）先发生连续非均匀脱溶，随后发生连续均匀脱溶。析出相均匀分布在与母相结构相同的固溶体中。非连续脱溶＋连续脱溶先发生非连续脱溶，析出物在晶界集结形成胞状组织，伴有再结晶发生，随后发生连续脱溶，析出相均匀分布在与母相结构相同的固溶体中。析出物发生粗化和球化。非连续脱溶先发生非连续脱溶，析出物在晶界集结形成胞状组织，伴有再结晶发生，析出物发生粗化和球化。六、脱溶沉淀时的性能变化

α1α2+β1、冷时效和温时效冷时效：

较低温度下进行的时效其硬度一开始迅速上升，达到一定值后恒定冷时效温度越高，硬度上升愈快，能达到的硬度值越高故可用提高时效温度的办法缩短时效时间冷时效主要形成G.P区

六、脱溶沉淀时的性能变化

α1α2+β1、冷时效和温时效温时效：较高的时效温度下进行，有孕育期，然后硬度迅速上升,

达到极值后随时间延长而下降。（过时效）温时效温度越高，硬度上升速度越快，但能达到的最大硬度值越低，越容易出现过时效。温时效析出的是过渡相与平衡相。

时效时引起硬度变化的因素：1）固溶体的贫化2）基体的回复与再结晶3）新相的析出前期冷时效后期温时效使硬度随时效时间延长而单调下降使硬度升高但当析出相与母相共格关系被破坏及析出相粗化后，硬度又将下降。（G.P区，θ〞）2、时效硬化机制

内应变强化由于析出相β与母相α1的点阵结构和点阵参数不同，在析出相周围将产生不均匀畸变区，不均匀应力场；由于析出相β间距比母相α1的点阵距离增大，使位错大都处于能谷位置，当外力作用时，位错线从能谷位置移到能峰位置将使能量上升而增加变形抗力，强度增加。α1α2+β2、时效硬化机制

切过析出颗粒强化当析出相颗粒位于位错线滑移面上，位错线可以切过析出相颗粒而强行通过，引起强化，原因：位错需要克服析出相颗粒的应力场;析出相颗粒表面积增大,增加表面能和畸变能α1α2+β绕过析出相强化当析出相聚集长大，析出相间距增大，析出相比较硬时，位错线不能以切过方式通过时，可绕过析出相。强化机制：WC线弯曲，长度增加，形成新的位错环，均需增加外力做功，表现为强度增加；留下的位错环对下一根位错通过也产生阻力，引起形变强化。位错线绕过所需外力τ=2Gb/LL—析出相颗粒间距，L愈小、τ愈大，强化效果愈强。2、时效硬化机制

时效硬化曲线解释：

1)初期:形成G.P.区与母相保持共格关系，具有内应变强化效应，再加上切过强化效应而使硬度显著升高。随着时效时间的延长，G.P.区数量增多，硬度升高。当G.P.区数量达到平衡值时硬度不再增加，出现平台。

2)中期：析出的θ″相也与母相保持共格关系，内应变强化，位错线可以切过θ″相，故θ″相的析出使硬度和强度进一步升高，并随θ″相数量及尺寸的增加而增加。当θ″相粗化到位错线能够绕过时，随着颗粒尺寸和颗粒间距的增大，硬度开始下降，出现过时效。

3)后期：析出θ′相时，与母相保持半共格关系，且形成后很快粗化到位错线可以绕过的尺寸，半共格关系很快被破坏，因此θ′相出现不久硬度即开始下降。θ相的析出只能导致硬度下降。七、回归现象

将时效型合金在时效强化后，于平衡线或过渡相的固溶曲线以下某一温度加热，时效硬化立即消失，组织又恢复到固溶状态下的现象。八、调幅分解

由一种固溶体分解为结构相同而成分不同的两种固溶体。成分自动调整，分解产物α1

、α2只有溶质富区和贫区，两者没有清晰的相界。αα1+α2ABXα1α2αGT℃八、调幅分解

分解过程：1）成分连续变化2）按正弦曲线变化3）按上坡扩