第七章合金的脫溶3

第七章合金的脫溶沉淀與時(shí)效概念固溶處理：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體的熱處理。時(shí)效：合金在脫溶過(guò)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。自然時(shí)效：室溫下產(chǎn)生的時(shí)效。人工時(shí)效：高于室溫的時(shí)效。概念概述脫溶或沉淀：從過(guò)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(guò)渡相的過(guò)程。是一種擴(kuò)散型相變。基本條件：合金在平衡狀態(tài)圖上有固溶度的變化，并且固溶度隨溫度降低而減少。沉淀強(qiáng)(硬)化或時(shí)效強(qiáng)(硬)化：若將經(jīng)過(guò)固溶處理后的C0成分合金急冷，抑制α相分解，則在室溫下獲得亞穩(wěn)的過(guò)飽和α相固溶體。這種過(guò)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，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(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。7.1脫溶過(guò)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α相固溶體+相(CuAl2)。經(jīng)固溶處理并淬火冷卻獲得過(guò)飽和α相固溶體130℃時(shí)效，其脫溶順序?yàn)?

G.P.區(qū)→相→相→相固溶處理+淬火亞穩(wěn)過(guò)飽和固溶體時(shí)效平衡的脫溶相亞穩(wěn)脫溶相或過(guò)渡相1.G.P.區(qū)的形成及結(jié)構(gòu)G.P.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，在母相α固溶體的{100}面上出現(xiàn)一個(gè)原子層厚度的Cu原子聚集區(qū)，由于與母相保持完全共格關(guān)系，Cu原子半徑小于Al，Cu原子層邊緣的點(diǎn)陣發(fā)生畸變，產(chǎn)生應(yīng)力場(chǎng)，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Cu原子富集區(qū)，在富集區(qū)中Cu原子平均濃度約為90%，富集區(qū)的晶體結(jié)構(gòu)與α相的相同（α為fcc結(jié)構(gòu)，晶格常數(shù)a＝b＝c＝0.404nm關(guān)系。G.P.區(qū)：Guinier-Preston區(qū)1.G.P.區(qū)的形成及結(jié)構(gòu)G.P.區(qū)特點(diǎn):①在過(guò)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;②晶體結(jié)構(gòu)與母相過(guò)飽和固溶體相同，并與母相保持第一類共格關(guān)系;③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→針狀→圓盤(pán)狀的順序依次減小。當(dāng)溶質(zhì)與溶劑的原子半徑差<3%時(shí)析出物呈球狀當(dāng)原子半徑差>5%時(shí)析出物呈圓盤(pán)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(pán)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)直徑可達(dá)80nm。在25-100℃C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的均勻形核，而依靠位錯(cuò)的不均勻形核則不起主要作用。2.過(guò)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(zhǎng)或時(shí)效溫度提高時(shí)，將形成過(guò)渡相。從G.P.區(qū)轉(zhuǎn)變?yōu)檫^(guò)渡相的過(guò)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^(guò)渡相，如AI-Cu合金;二是與G.P.區(qū)無(wú)關(guān)，過(guò)渡相獨(dú)立地形核長(zhǎng)大，如AI-Ag合金。2.過(guò)渡相的形成及結(jié)構(gòu)（1）相的形成與結(jié)構(gòu)AI-Cu合金隨著時(shí)效的進(jìn)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?yàn)橹?長(zhǎng)大形成過(guò)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α相同；c=7.8?，較α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α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(zhǎng)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(guò)渡相的形成及結(jié)構(gòu)（2）相的形成與結(jié)構(gòu)AI-Cu合金隨著時(shí)效過(guò)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^(guò)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α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α相之間具有下列位向關(guān)系：(100)

//(100)

[001]

//[100]

相與基體α相保持部分共格關(guān)系，而相與α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合金隨著相的成長(zhǎng)，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(lái)越大，因而相逐漸變得不穩(wěn)定。當(dāng)相長(zhǎng)大到一定尺寸后將與α相完全脫離，成為獨(dú)立的平衡相，稱為相。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(wú)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)力是新相(C1)+和母相(C0)的化學(xué)自由能差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<G4G.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)力最大，但由于相與基體非共格，形核和長(zhǎng)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(zhǎng)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(guò)擴(kuò)散形核并長(zhǎng)大，所以，一般過(guò)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(guò)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(guò)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(guò)飽和固溶體的脫溶驅(qū)動(dòng)力：化學(xué)自由能差脫溶過(guò)程：通過(guò)原子擴(kuò)散進(jìn)行2.脫溶的動(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(guò)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(guò)飽和度，脫溶過(guò)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(guò)飽和度就越小，則脫溶過(guò)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①晶體缺陷的影響空位促進(jìn)脫溶過(guò)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(lái)的過(guò)?？瘴患涌炝薈u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(guò)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①晶體缺陷的影響位錯(cuò)、層錯(cuò)以及晶界也促進(jìn)脫溶過(guò)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(guò)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(guò)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(guò)渡相和平衡相形核時(shí)對(duì)溶質(zhì)原子濃度的要求。

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①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(guò)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②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。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)合金的時(shí)效溫度較低，如Al合金在200℃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500℃左右。溶質(zhì)濃度(固溶體過(guò)飽和度)增加，脫溶過(guò)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。有些元素對(duì)時(shí)效各個(gè)階段的影響是不同的.如Cd，Sn（與空位結(jié)合）降低G.P.區(qū)形成速度同時(shí)Cd、Sn（極易偏聚在相界面）促進(jìn)'

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③時(shí)效溫度的影響T，原子活動(dòng)性就越強(qiáng)，脫溶速度也就越快。T，化學(xué)自由能差減小，同時(shí)固溶體的過(guò)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(lái)加快時(shí)效過(guò)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)脫溶在脫溶過(guò)程中，脫溶物附近基體中的濃度變化為連續(xù)。均勻脫溶析出物均勻分布在基體中的連續(xù)脫溶。實(shí)際上均勻脫溶很少。非均勻脫溶析出物優(yōu)先在晶界、亞晶界、滑移面、孿晶界面、位錯(cuò)及其它缺陷處。A.滑移面析出的非均勻脫溶B.晶界析出的非均勻脫溶特征：原子長(zhǎng)程擴(kuò)散1.連續(xù)脫溶及其顯微組織無(wú)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(wú)析出區(qū)是陽(yáng)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(wú)析出區(qū)中無(wú)位錯(cuò)環(huán)存在，而其他區(qū)域都有大量的位錯(cuò)環(huán)。因此認(rèn)為，無(wú)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(wú)析出區(qū)的辦法是采用一定量的預(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(wú)析出區(qū)。在脫溶過(guò)程中，脫溶的兩相耦合成長(zhǎng)，脫溶物附近基體中的濃度變化為非連續(xù)。特征1：析出相從晶界不均勻形核，然后向晶內(nèi)擴(kuò)展第一步：在過(guò)飽和α0相中溶質(zhì)原子首先在晶界處偏聚，并在晶界處脫溶析出β相；第二步：β相長(zhǎng)入母相α0中，并在β相兩側(cè)出現(xiàn)原子貧化區(qū)α1相重復(fù)第一步和第二步過(guò)程。特征2：析出相呈層片狀與相鄰貧化區(qū)組成類似珠光體團(tuán)的胞狀組織。α0β+α12.非連續(xù)脫溶及其顯微組織非連續(xù)脫溶:胞狀脫溶特征3：晶界形成胞狀物時(shí)一般伴隨著基體再結(jié)晶。-G.P.區(qū)和過(guò)渡相析出時(shí)與基體保持共格關(guān)系—應(yīng)力和應(yīng)變?cè)龃蟆w回復(fù)、再結(jié)晶（應(yīng)力誘發(fā)再結(jié)晶）特征4：原子短程擴(kuò)散2.非連續(xù)脫溶及其顯微組織

非連續(xù)脫溶的機(jī)理示意圖過(guò)飽和相非連續(xù)脫溶過(guò)程與珠光體轉(zhuǎn)變相似，但二者本質(zhì)不同。非連續(xù)脫溶是析出強(qiáng)化相，且α0、α1相結(jié)構(gòu)相同；珠光體轉(zhuǎn)變中γ、α相結(jié)構(gòu)不相同。非連續(xù)脫溶過(guò)程與連續(xù)脫溶過(guò)程區(qū)別：α0α1+βγα+Fe3C組織形態(tài)脫溶位置再結(jié)晶原子擴(kuò)散界面濃度項(xiàng)目無(wú)長(zhǎng)程短程連續(xù)不連續(xù)連續(xù)脫溶非連續(xù)脫溶種類晶界＋晶內(nèi)（均勻分布）胞狀有晶界多樣化，晶界無(wú)析出區(qū)3.脫溶過(guò)程中顯微組織的變化過(guò)飽和固溶體時(shí)效過(guò)程中，可以形成各種不同的顯微組織：

連續(xù)脫溶（非均勻脫溶＋均勻脫溶）非連續(xù)脫溶+連續(xù)脫溶非連續(xù)脫溶3.脫溶過(guò)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(lái)。(b)隨時(shí)間延長(zhǎng)，連續(xù)均勻脫溶物已經(jīng)長(zhǎng)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(zhǎng)大，在晶界兩側(cè)形成了無(wú)析出區(qū)，這說(shuō)明已經(jīng)發(fā)生了過(guò)時(shí)效。(c)隨時(shí)效過(guò)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。基體中的溶質(zhì)濃度已經(jīng)貧化，但基體未發(fā)生再結(jié)晶。3.脫溶過(guò)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?；w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(guò)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(guò)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)的性能變化時(shí)效由于固溶強(qiáng)化效應(yīng)，固溶處理所得的過(guò)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(zhǎng)，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：

較低溫度下進(jìn)行的時(shí)效其硬度一開(kāi)始迅速上升，達(dá)到一定值后恒定冷時(shí)效溫度越高，硬度上升愈快，能達(dá)到的硬度值越高故可用提高時(shí)效溫度的辦法縮短時(shí)效時(shí)間冷時(shí)效主要形成G.P區(qū)

溫時(shí)效：較高的時(shí)效溫度下進(jìn)行，有孕育期，然后硬度迅速上升,

達(dá)到極值后隨時(shí)間延長(zhǎng)而下降。（過(guò)時(shí)效）溫時(shí)效溫度越高，硬度上升速度越快，但能達(dá)到的最大硬度值越低，越容易出現(xiàn)過(guò)時(shí)效。溫時(shí)效析出的是過(guò)渡相與平衡相。

1、冷時(shí)效和溫時(shí)效時(shí)效時(shí)引起硬度變化的因素：1）固溶體的貧化2）基體的回復(fù)與再結(jié)晶3）新相的析出前期冷時(shí)效后期溫時(shí)效使硬度隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)而單調(diào)下降使硬度升高但當(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。（G.P區(qū)，θ〞）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?？梢园次诲e(cuò)

通過(guò)析出相的方式不同將時(shí)效硬化機(jī)制分為以下三類：內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化切過(guò)析出相顆粒強(qiáng)化繞過(guò)析出相強(qiáng)化2、時(shí)效硬化機(jī)制內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化由于析出相β與母相α0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)力場(chǎng)；由于析出相β間距比母相α0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。2、時(shí)效硬化機(jī)制切過(guò)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)線可以切過(guò)析出相顆粒而強(qiáng)行通過(guò)，引起強(qiáng)化，原因：位錯(cuò)需要克服析出相顆粒的應(yīng)力場(chǎng);析出相顆粒表面積增大,增加表面能和畸變能2、時(shí)效硬化機(jī)制繞過(guò)析出相強(qiáng)化當(dāng)析出相聚集長(zhǎng)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(guò)方式通過(guò)時(shí)，可繞過(guò)析出相。強(qiáng)化機(jī)制：位錯(cuò)線彎曲，長(zhǎng)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；留下的位錯(cuò)環(huán)對(duì)下一根位錯(cuò)通過(guò)也產(chǎn)生阻力，引起形變強(qiáng)化。位錯(cuò)線繞過(guò)所需外力τ=2Gb/LL—析出相顆粒間距，L愈小、τ愈大，強(qiáng)化效果愈強(qiáng)。2、時(shí)效硬化機(jī)制

時(shí)效硬化曲線解釋：1)初期:形成G.P.區(qū)(共格關(guān)系)，具有內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化效應(yīng)，再加上切過(guò)強(qiáng)化效應(yīng)而使硬度顯著升高。隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，G.P.區(qū)數(shù)量增多，硬度升高。當(dāng)G.P.區(qū)數(shù)量達(dá)到平衡值時(shí)硬度不再增加，出現(xiàn)平臺(tái)。2)中期：析出的θ″相(共格關(guān)系)，形成內(nèi)應(yīng)力場(chǎng)；位錯(cuò)切過(guò)θ″相，使硬度和強(qiáng)度進(jìn)一步升高；隨θ″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(guò)時(shí)，硬度開(kāi)始下降，出現(xiàn)過(guò)時(shí)效。3)后期：析出θ′相(半共格關(guān)系)，形成后很快粗化到位錯(cuò)線可以繞過(guò)的尺寸，半共格關(guān)系很快被破壞，因此θ′相出現(xiàn)不久硬度即開(kāi)始下降。θ相的析出只能導(dǎo)致硬度下降。3.回歸現(xiàn)象合金在時(shí)效強(qiáng)化后，于平衡相或過(guò)渡相的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。當(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_(kāi)裂而不宜重新進(jìn)行固溶處理時(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(guò)0.03%。馬氏體時(shí)效鋼的淬透性很好，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)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(guò)500℃時(shí)，馬氏體開(kāi)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(zhǎng)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(guò)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:①溶質(zhì)原子向位錯(cuò)偏聚;②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)地位。過(guò)時(shí)效引起強(qiáng)度降低的原因析出物質(zhì)點(diǎn)粗化；馬氏體逆轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體；金屬間化合物質(zhì)點(diǎn)重新溶入奧氏體中。1.馬氏體時(shí)效鋼的脫溶馬氏體時(shí)效鋼的優(yōu)點(diǎn)：在強(qiáng)度相等的條件下，馬氏體時(shí)效鋼與淬成馬氏體的碳鋼相比其塑性和韌性要高得多，因而破斷抗力高，這是該類鋼的主要優(yōu)點(diǎn)。因?yàn)橐蕴己繕O低且韌性極好的馬氏體為基體，同時(shí)利用了金屬間化合物質(zhì)點(diǎn)的沉淀強(qiáng)化