合金的脫溶與時(shí)效課件

1、第七章合金的脫溶與時(shí)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)及亞穩(wěn)定過渡相的過程稱為沉淀(precipitation)或脫溶。相變的條件：溶解度變化，溫度 固溶度擴(kuò)散型相變式中C1：固溶度線上的平衡濃度，它表示b相脫溶后基體成分C0C1平衡相端際固溶體中間相第1頁，共20頁。如果把這種合金加熱到固溶度曲線以上的某一溫度并保持足夠長的時(shí)間，使溶質(zhì)元素(元素B)充分溶入固溶體(a相)中，然后快冷，以抑制a相的重新析出 室溫下獲得一個(gè)過飽和固溶體，這種熱處理稱為固溶處理或固溶淬火。合金在脫溶過程中機(jī)械性能、物理性能、化學(xué)性能等均隨之發(fā)生變化，這種現(xiàn)象稱為時(shí)效(aging) 室溫下產(chǎn)

2、生的時(shí)效稱為自然時(shí)效 高于室溫的時(shí)效稱為人工時(shí)效固溶體脫溶分解最早受到重視的鋁合金，1906年德國人Wilm研究Al-Cu合金加入Mg引起的固溶強(qiáng)化時(shí)偶然發(fā)現(xiàn)，在室溫放置合金的硬度時(shí)效硬化型：鋁合金耐熱合金沉淀硬化型不銹鋼馬氏體時(shí)效鋼第2頁，共20頁。 7.1 脫溶過程和脫溶物的結(jié)構(gòu)合金經(jīng)固溶處理以及淬火獲得的亞穩(wěn)過飽和固溶體，若在足夠高溫度下時(shí)效，在最終相出現(xiàn)之前，會(huì)出現(xiàn)一個(gè)、兩個(gè)或更多個(gè)亞穩(wěn)脫溶相（過渡相）脫溶一般過程：過飽和固溶體 溶質(zhì)原子聚集區(qū)(無序、有序)亞穩(wěn)相 平衡相 以Al-4%Cu合金為例，研究最早也最細(xì)致平衡組織：a + q（CuAl2）550固溶處理淬火后的組織為： 過飽和

3、a固溶體在加熱至130時(shí)效，脫溶順序?yàn)椋?G.P.區(qū) qq q相一、G.P. 區(qū)的形成及結(jié)構(gòu)1938 年Guinier和Preston用X射線技術(shù)各自獨(dú)立分析研究Al-Cu合金時(shí)效初期的單晶體時(shí)發(fā)現(xiàn)：母相a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)，與母相保持共格關(guān)系Cu原子層邊緣點(diǎn)陣發(fā)生晶格畸變應(yīng)力場時(shí)效硬化第3頁，共20頁。后來人們將這一Cu原子聚集區(qū)稱為Guinier-Preston區(qū)，簡稱G.P.區(qū)G.P.區(qū)的特點(diǎn)： 在過飽和固溶體的分解初期形成，形成速度快， 分布均勻 晶體結(jié)構(gòu)與母相過飽和固溶體相同，與母相保持 第一類共格關(guān)系 熱力學(xué)上是亞穩(wěn)定的Cu原子的半徑較小，約為Al

4、原子半徑的87%a方向材料的彈性模數(shù)最小Cu原子層在(001)a面形成Cu原子層附近的Al原子層沿001a方向以Cu原子層為中心向內(nèi)收縮GP區(qū)與母相保持共格關(guān)系界面能小，彈性應(yīng)變能大GP區(qū)的形狀與溶質(zhì)和溶劑的原子半徑差有關(guān)第4頁，共20頁。溶質(zhì)與溶劑的原子半徑差5%，析出物呈圓盤狀析出物體積一定時(shí)，形狀由球狀針狀圓盤狀彈性應(yīng)變能減小Cu-Al原子半徑差約為11.5%GP區(qū)呈圓盤狀A(yù)l-Ag和Al-Zn合金的溶質(zhì)、溶劑原子半徑差很小GP區(qū)呈球狀GP區(qū)的大小與合金的成分、時(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間等有關(guān)Al-Cu合金在25時(shí)效時(shí)，GP區(qū)直徑Cu在Al的 擴(kuò)散速度（高107倍）D=Aexp（-QD/kTA)

5、exp（-QF/kTH）固溶處理后快冷將過剩空位凍結(jié)下來Cu的擴(kuò)散 常數(shù)空位擴(kuò)散激活能玻爾茲曼常數(shù)時(shí)效溫度空位形成激活能固溶處理溫度Cu的擴(kuò)散按空位機(jī)制進(jìn)行空位擴(kuò)散激活能、濃度空位形成的激活能與固溶處理溫度和冷卻速度有關(guān)計(jì)算值與試驗(yàn)值基本符合位錯(cuò)、層錯(cuò)以及晶界等缺陷與空位作用類似過渡相、平衡相的非均勻形核位置 合金成分：合金熔點(diǎn)脫溶速度 原子間結(jié)合力弱，原子活動(dòng)能力強(qiáng)第12頁，共20頁。Al-Cu合金的時(shí)效溫度200馬氏體時(shí)效鋼的時(shí)效溫度500溶質(zhì)濃度固溶體過飽和度脫溶加快溶質(zhì)與溶劑原子性能差別脫溶加快 時(shí)效溫度的影響時(shí)效溫度 原子活動(dòng)能力脫溶速度 化學(xué)自由能固溶體過飽和度脫溶速度，甚至不脫溶

6、Al-4%Cu-0.5%Mg合金：200220， 4h1h但時(shí)效溫度太高，強(qiáng)化作用減弱第13頁，共20頁。7.3 脫溶沉淀后的顯微組織與性能根據(jù)脫溶物附近基體濃度的變化，脫溶分為連續(xù)脫溶非連續(xù)脫溶一、脫溶后的顯微組織1、連續(xù)脫溶: 在合金脫溶過程中，脫溶物附近基體的濃度變化為連續(xù)的初期:析出物鄰近基體的溶質(zhì)原子濃度發(fā)生貧化，而遠(yuǎn)離析出物的基體溶質(zhì)原子 濃度仍然保持原始濃度濃度梯度 析出物成核率大而長大速度小，尺寸極為細(xì)小和彌散金相顯微鏡難辨認(rèn)中期: 析出物不斷長大,溶質(zhì)原子繼續(xù)發(fā)生擴(kuò)散。最終: 析出停止，不論在析出物附近，或者離析出物較遠(yuǎn)的部位基體濃度一樣 當(dāng)析出過渡相以至平衡相時(shí)，析出物與基

7、體相之間的共格關(guān)系逐漸破 壞，完全共格部分共格或非共格關(guān)系。雖然如此，析出物與基體之間 保持一定的晶體學(xué)位向關(guān)系 魏氏組織（與鋼中的魏氏組織類似）針狀第14頁，共20頁。均勻脫溶：析出物的分布是較均勻的 很少非均勻脫溶：析出物的核心優(yōu)先在晶界、亞晶界、滑移面、孿晶界面、位錯(cuò)線 以及其他的晶體缺陷處形成 實(shí)際合金2、 非連續(xù)析出：析出物基體相界面 兩側(cè)的基體相中溶質(zhì)原子濃度是不連續(xù)的非連續(xù)脫溶也稱為胞狀脫溶，脫溶時(shí)兩相耦合長大，與共析轉(zhuǎn)變很類似顯微組織特征：在晶界形成界限明顯的領(lǐng)域，稱為胞狀物、瘤狀物平衡脫溶相：片狀基體：貧化的固溶體伴隨基體的再結(jié)晶應(yīng)力誘發(fā)再結(jié)晶第15頁，共20頁。第16頁，共20頁。第17頁，共20頁。二、脫溶后的材料性能的變化由于固溶強(qiáng)化效應(yīng)，固溶處理所得的過飽和固溶體的硬度和強(qiáng)度均較純?nèi)軇楦?。在時(shí)效初期，時(shí)間HRC的現(xiàn)象稱為時(shí)效硬化按硬化曲線的形狀不同，時(shí)效分為冷時(shí)效和溫時(shí)效較低溫度較高溫度過時(shí)效硬度變化的原因： 固溶體的貧化 基體的回復(fù)與再結(jié)晶 新相的析出第18頁，共20頁。時(shí)效硬化的機(jī)制：內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化：析出相與母相的結(jié)構(gòu)不同、點(diǎn)陣參數(shù)不同切過析出相顆粒強(qiáng)化：應(yīng)力場和表面積繞過析出相強(qiáng)化：繞過時(shí)留下位錯(cuò)圈回歸現(xiàn)象：合金時(shí)效強(qiáng)化后，于固溶度曲線下某個(gè)溫度加熱，時(shí)效硬化現(xiàn)象立即消除，硬度恢復(fù)到固溶處理狀態(tài)的現(xiàn)象第19頁，共20頁。 7.4 合金的調(diào)幅分