合金的時(shí)效,鋼的熱處理

1、 1. 固溶處理、時(shí)效、時(shí)效硬固溶處理、時(shí)效、時(shí)效硬 化、脫溶的基本概念。化、脫溶的基本概念。 2. 合金的脫溶過程和脫溶物的結(jié)構(gòu)。合金的脫溶過程和脫溶物的結(jié)構(gòu)。 3. 合金過飽和固溶體脫溶轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)。合金過飽和固溶體脫溶轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)。 4. 合金過飽和固溶體脫溶后的組織。合金過飽和固溶體脫溶后的組織。 5. 合金過飽和固溶體脫溶轉(zhuǎn)變時(shí)的性能變化。合金過飽和固溶體脫溶轉(zhuǎn)變時(shí)的性能變化。 6. 合金時(shí)效時(shí)產(chǎn)物的合金時(shí)效時(shí)產(chǎn)物的強(qiáng)化機(jī)制強(qiáng)化機(jī)制。 7. 合金時(shí)效應(yīng)用舉例。合金時(shí)效應(yīng)用舉例。 目前工業(yè)上主要采用：目前工業(yè)上主要采用： 形變強(qiáng)化形變強(qiáng)化 時(shí)效強(qiáng)化時(shí)效強(qiáng)化 固溶強(qiáng)化固溶

2、強(qiáng)化 細(xì)晶強(qiáng)化細(xì)晶強(qiáng)化 第二相強(qiáng)化第二相強(qiáng)化 其中其中固溶處理固溶處理+時(shí)效處理時(shí)效處理是金屬材料的最重要的強(qiáng)是金屬材料的最重要的強(qiáng)化處理手段?；幚硎侄?。 將合金加熱到一定溫度，使合金元素溶入到固將合金加熱到一定溫度，使合金元素溶入到固溶體中，然后取出溶體中，然后取出快速冷卻快速冷卻，得到過飽和固溶體的熱，得到過飽和固溶體的熱處理過程，稱為處理過程，稱為固溶處理固溶處理，又稱為，又稱為無多型性轉(zhuǎn)變的淬無多型性轉(zhuǎn)變的淬火火。 過飽和固溶體在室溫放置或加熱到某一溫度時(shí)，將在過飽和固溶體在室溫放置或加熱到某一溫度時(shí)，將在基體中析出彌散分布的第二相的過程稱作基體中析出彌散分布的第二相的過程稱作時(shí)效時(shí)

3、效。 時(shí)效過程使合金的強(qiáng)度、硬度增高的現(xiàn)象稱為時(shí)效過程使合金的強(qiáng)度、硬度增高的現(xiàn)象稱為時(shí)效強(qiáng)時(shí)效強(qiáng)化化或或時(shí)效硬化時(shí)效硬化。 時(shí)效過程中析出均勻彌散的共格或半共格的亞穩(wěn)相，時(shí)效過程中析出均勻彌散的共格或半共格的亞穩(wěn)相，在基體中能形成強(qiáng)烈的應(yīng)變場(chǎng)。在基體中能形成強(qiáng)烈的應(yīng)變場(chǎng)。 通過固溶處理和時(shí)效可以將合金的強(qiáng)度提高百分之幾通過固溶處理和時(shí)效可以將合金的強(qiáng)度提高百分之幾十甚至幾倍。十甚至幾倍。 幾種有色合金的熱處理強(qiáng)化效果幾種有色合金的熱處理強(qiáng)化效果合金合金鋁合金鋁合金鎂合金鎂合金鈹青銅鈹青銅牌號(hào)牌號(hào)2A012A12ZM5QBe2抗拉強(qiáng)度抗拉強(qiáng)度MPa160(退火退火)230(退火退火)180(鑄

4、態(tài)鑄態(tài))180(軟態(tài)軟態(tài))300(淬火自淬火自然時(shí)效然時(shí)效)440(淬火自淬火自然時(shí)效然時(shí)效)440(淬火人淬火人工時(shí)效工時(shí)效)440(淬火人淬火人工時(shí)效工時(shí)效) 固溶時(shí)效處理的一般步驟：固溶時(shí)效處理的一般步驟：固溶處理固溶處理 過飽和過飽和固溶體固溶體 時(shí)效時(shí)效(析出析出) 飽和固溶體析出相飽和固溶體析出相(彌散彌散相相)。 合金固溶合金固溶( (淬火淬火) )處理處理+ +時(shí)效熱處理時(shí)效熱處理，其工藝操作與鋼，其工藝操作與鋼基本相似，但強(qiáng)化機(jī)理與鋼有本質(zhì)上的不同。基本相似，但強(qiáng)化機(jī)理與鋼有本質(zhì)上的不同。固溶時(shí)效處理示意圖固溶時(shí)效處理示意圖 : : (1) (1)加入基體金屬中的合金元素應(yīng)有

5、較高的極限固加入基體金屬中的合金元素應(yīng)有較高的極限固溶度，且在其相圖上有固溶度變化，其固溶度隨溫度溶度，且在其相圖上有固溶度變化，其固溶度隨溫度降低而顯著減小；降低而顯著減小； (2)(2)淬火后形成過飽和固溶體在時(shí)效過程中能析出淬火后形成過飽和固溶體在時(shí)效過程中能析出均勻，彌散的共格或半共格的亞穩(wěn)相，在基體中能形均勻，彌散的共格或半共格的亞穩(wěn)相，在基體中能形成強(qiáng)烈的應(yīng)變場(chǎng)。成強(qiáng)烈的應(yīng)變場(chǎng)。 (3)(3)沉淀強(qiáng)化相是硬度高的質(zhì)點(diǎn)沉淀強(qiáng)化相是硬度高的質(zhì)點(diǎn)。 ： G.P區(qū)的形成區(qū)的形成 的形成的形成 的形成的形成 的形成的形成 以以Al-Cu合金為例。合金為例。在室溫時(shí)的最大溶解度為在室溫時(shí)的最大

6、溶解度為0.5%Cu，而在，而在548時(shí)，極限溶解度為時(shí)，極限溶解度為5.6%Cu。其。其脫溶順序?yàn)椋好撊茼樞驗(yàn)椋海?脫溶驅(qū)動(dòng)力：脫溶驅(qū)動(dòng)力： 新相和母相的體系自由能差新相和母相的體系自由能差. . 脫溶阻力：脫溶阻力： 形成脫溶相的界面能和應(yīng)變能形成脫溶相的界面能和應(yīng)變能。 G.P.區(qū)：區(qū)：G1a b 相：相：G2a c 相：相：G3a d 相：相： G4a e 經(jīng)固溶處理獲得的過飽和固溶體經(jīng)固溶處理獲得的過飽和固溶體, ,在發(fā)生分解之前在發(fā)生分解之前有一段準(zhǔn)備過程有一段準(zhǔn)備過程, ,這段時(shí)間稱為這段時(shí)間稱為。隨后，銅原子。隨后，銅原子在鋁基固溶體在鋁基固溶體( (面心立方晶格面心立方晶格)

7、 )的的100100晶面上偏聚，形晶面上偏聚，形成成，稱為，稱為。 1. ： (1) 在過飽和固溶體的分解在過飽和固溶體的分解初期形成初期形成，形成速度很，形成速度很快，均勻分布?？?，均勻分布。 (2) 晶體結(jié)構(gòu)與母相過飽和固溶體相同，并與母相晶體結(jié)構(gòu)與母相過飽和固溶體相同，并與母相保持共格保持共格關(guān)系。關(guān)系。 (3) 在熱力學(xué)上是亞穩(wěn)定的。在熱力學(xué)上是亞穩(wěn)定的。 (4) G.P區(qū)在電子顯微鏡下觀察呈圓盤狀區(qū)在電子顯微鏡下觀察呈圓盤狀，有時(shí)候呈，有時(shí)候呈球狀或針狀。球狀或針狀。 G.P.區(qū)與母相保持共格關(guān)系，界面能較小，彈性應(yīng)變能較大。區(qū)與母相保持共格關(guān)系，界面能較小，彈性應(yīng)變能較大。 G.P

8、.區(qū)的形狀與溶質(zhì)和溶劑的原子半?yún)^(qū)的形狀與溶質(zhì)和溶劑的原子半 徑差有關(guān)徑差有關(guān)。R小于小于 3時(shí)析出物呈球狀，時(shí)析出物呈球狀， R大于大于 5時(shí)析出物時(shí)析出物呈圓盤狀。呈圓盤狀。 3. G.P.區(qū)形成的原因區(qū)形成的原因: G.P區(qū)的形核是均勻分布的，其形核率與晶體中區(qū)的形核是均勻分布的，其形核率與晶體中非均勻分布的位錯(cuò)無關(guān)，而強(qiáng)烈依賴于淬火所保留非均勻分布的位錯(cuò)無關(guān)，而強(qiáng)烈依賴于淬火所保留下來的空位濃度（因?yàn)榭瘴荒軒椭苜|(zhì)原子遷移）下來的空位濃度（因?yàn)榭瘴荒軒椭苜|(zhì)原子遷移）。凡是能增加空位濃度的因素均能促進(jìn)凡是能增加空位濃度的因素均能促進(jìn)G.P區(qū)的形成區(qū)的形成。 在在GPIGPI區(qū)的基礎(chǔ)上銅原

9、子進(jìn)一步偏聚，區(qū)的基礎(chǔ)上銅原子進(jìn)一步偏聚，GPGP區(qū)區(qū)進(jìn)一步擴(kuò)大，并有序化，即進(jìn)一步擴(kuò)大，并有序化，即，稱為，稱為GPGP 區(qū)區(qū)，為過渡相，為過渡相. .常用常用表示。表示。 由于由于相區(qū)與基體仍保持共格關(guān)系，因此其周相區(qū)與基體仍保持共格關(guān)系，因此其周圍基體產(chǎn)生彈性畸變，它比圍基體產(chǎn)生彈性畸變，它比GPIGPI區(qū)周圍的畸變更大區(qū)周圍的畸變更大, , 對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙進(jìn)一步增大，時(shí)效強(qiáng)化作用更大。對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙進(jìn)一步增大，時(shí)效強(qiáng)化作用更大。 相周圍的彈性畸變區(qū)相周圍的彈性畸變區(qū) 相相TEM圖像圖像 從從 G.P.G.P.區(qū)轉(zhuǎn)變?yōu)檫^渡相的過程可能有兩種情況區(qū)轉(zhuǎn)變?yōu)檫^渡相的過程可能有兩種情況： 以

10、以 G.P.G.P.區(qū)為基礎(chǔ)逐漸演變?yōu)檫^渡相，如區(qū)為基礎(chǔ)逐漸演變?yōu)檫^渡相，如A1-CuA1-Cu合合金以金以 G.P.G.P.區(qū)為基礎(chǔ)，沿其直徑方向和厚度方向區(qū)為基礎(chǔ)，沿其直徑方向和厚度方向( (以以厚度方向?yàn)橹骱穸确较驗(yàn)橹? )長(zhǎng)大形成過渡相長(zhǎng)大形成過渡相相。相。 與與 G.P.G.P.區(qū)無關(guān)，過渡相獨(dú)立地均勻形核長(zhǎng)大，區(qū)無關(guān)，過渡相獨(dú)立地均勻形核長(zhǎng)大，如如Al-AgAl-Ag合金。合金。 隨著時(shí)效過程銅原子在隨著時(shí)效過程銅原子在相基礎(chǔ)上繼續(xù)偏聚，片狀相基礎(chǔ)上繼續(xù)偏聚，片狀相周相周圍的共格關(guān)系部分遭到破壞，當(dāng)圍的共格關(guān)系部分遭到破壞，當(dāng)Cu和和Al原子比為原子比為1:2時(shí)，形成時(shí)，形成過渡相

11、過渡相。呈。呈圓片狀或碟形，尺寸為圓片狀或碟形，尺寸為100nm數(shù)量級(jí)。數(shù)量級(jí)。 對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用減小，硬度開始降低。減小，硬度開始降低。 相與基體相與基體之間仍然保之間仍然保持部分共格關(guān)系，而持部分共格關(guān)系，而相與相與相則保持完全共格相則保持完全共格關(guān)系。關(guān)系。 時(shí)效后期，時(shí)效后期，隨隨相的成長(zhǎng)，過渡相相的成長(zhǎng)，過渡相從鋁基從鋁基固溶體中完全脫溶，形成與基體有明顯相界面的獨(dú)立固溶體中完全脫溶，形成與基體有明顯相界面的獨(dú)立的穩(wěn)定相的穩(wěn)定相CuAlCuAl2 2，稱為，稱為相，相，相與基體無共格關(guān)系。相與基體無共格關(guān)系。 以上以上討論表明，討論表明，Cu-AlCu-Al合

12、金時(shí)效的基本過程可以概括合金時(shí)效的基本過程可以概括為：為： 過飽和固溶體過飽和固溶體形成銅原子富集區(qū)形成銅原子富集區(qū)(GP(GP區(qū)區(qū))銅原銅原子富集區(qū)有序化子富集區(qū)有序化相相形成過渡相形成過渡相析出穩(wěn)定析出穩(wěn)定相相(CuAl(CuAl2 2)+)+平衡的平衡的固溶體固溶體。 脫脫溶相形成后，在一定的條件下，溶質(zhì)原子繼續(xù)溶相形成后，在一定的條件下，溶質(zhì)原子繼續(xù)向晶核聚集，使脫溶相不斷長(zhǎng)大向晶核聚集，使脫溶相不斷長(zhǎng)大。 界面能界面能的降低就是脫溶相的粗化的驅(qū)動(dòng)力的降低就是脫溶相的粗化的驅(qū)動(dòng)力。 是等溫溫度升是等溫溫度升高，脫溶速度加快；但溫度升高時(shí)固溶體過飽高，脫溶速度加快；但溫度升高時(shí)固溶體過飽

13、和度減小，臨界晶核尺寸增大，又使脫溶速度和度減小，臨界晶核尺寸增大，又使脫溶速度減慢。減慢。 時(shí)效溫度越高，固溶體時(shí)效溫度越高，固溶體的過飽和度就越小，脫溶過程的階段也就的過飽和度就越小，脫溶過程的階段也就 越少越少；而在同一時(shí)效溫度下合金的溶質(zhì)原子濃度越；而在同一時(shí)效溫度下合金的溶質(zhì)原子濃度越低，其固溶體過飽和度就越小，則脫溶過程的低，其固溶體過飽和度就越小，則脫溶過程的階段也就越少。階段也就越少。 凡是影響形核率和長(zhǎng)大速度的因素，都會(huì)影響凡是影響形核率和長(zhǎng)大速度的因素，都會(huì)影響過飽和固溶體脫溶過程動(dòng)力學(xué)。其影響因素包括過飽和固溶體脫溶過程動(dòng)力學(xué)。其影響因素包括 晶體缺陷的影響晶體缺陷的影響

14、 合金成分的影響合金成分的影響 時(shí)效溫度的影響時(shí)效溫度的影響 增加增加晶體缺陷，將使新相易于形成，使脫溶速度晶體缺陷，將使新相易于形成，使脫溶速度加快加快 G.P.區(qū)形成時(shí)，區(qū)形成時(shí)，Cu 原子按空位機(jī)制擴(kuò)散原子按空位機(jī)制擴(kuò)散。空位?？瘴粷舛染陀邼舛染陀?，G.P.區(qū)的形成速度愈快。區(qū)的形成速度愈快。 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，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，往往成為過渡相和平衡相的非均勻形核的優(yōu)先部位。往往成為過渡相和平衡相的非均勻形核的優(yōu)先部位。 A1-Cu 合金中的合金中的相、相、相及相及相的析出也是需要通過相的析出也是需要通過 Cu 原子的擴(kuò)

15、散，因此也與固溶體中的空位濃度有關(guān)原子的擴(kuò)散，因此也與固溶體中的空位濃度有關(guān)。 在在相同的時(shí)效溫度下，合金的熔點(diǎn)越低，脫溶速度就相同的時(shí)效溫度下，合金的熔點(diǎn)越低，脫溶速度就越快。低熔點(diǎn)合金的時(shí)效溫度較低，而高熔點(diǎn)合金的越快。低熔點(diǎn)合金的時(shí)效溫度較低，而高熔點(diǎn)合金的時(shí)效溫度較高，如時(shí)效溫度較高，如 Al 合金在合金在 200以下，馬氏體以下，馬氏體 時(shí)時(shí)效鋼在效鋼在 500左右。左右。 一般來說，隨溶質(zhì)濃度增加，脫溶過程加快一般來說，隨溶質(zhì)濃度增加，脫溶過程加快。 有些元素對(duì)時(shí)效各個(gè)階段的影響是不同的，如有些元素對(duì)時(shí)效各個(gè)階段的影響是不同的，如 Cd、Sn 使使 G.P.區(qū)區(qū) 形成速度顯著降低。

16、但形成速度顯著降低。但 能能促進(jìn)促進(jìn)相沿相沿晶界析出。晶界析出。 時(shí)效時(shí)效溫度越高，原子活動(dòng)性就越強(qiáng)，脫溶速度也就溫度越高，原子活動(dòng)性就越強(qiáng)，脫溶速度也就越快越快。 但是但是隨著時(shí)效溫度升高，化學(xué)自由能差減小，同時(shí)隨著時(shí)效溫度升高，化學(xué)自由能差減小，同時(shí)固溶固溶 體的過飽和度也減小，這些又使脫溶速度降低體的過飽和度也減小，這些又使脫溶速度降低，甚至不再脫，甚至不再脫溶溶 A1-4Cu-0.5Mg 合金的時(shí)效溫度從合金的時(shí)效溫度從 200提高提高到到 220，時(shí)效時(shí)間可以從，時(shí)效時(shí)間可以從 4h 縮短為縮短為 1h。 局部局部脫溶脫溶、連續(xù)脫溶連續(xù)脫溶和和非連續(xù)脫溶非連續(xù)脫溶。 局部局部脫溶析出

17、物的晶核優(yōu)先在晶界、亞晶界、滑移面、脫溶析出物的晶核優(yōu)先在晶界、亞晶界、滑移面、孿晶界面、位錯(cuò)線、孿晶及其他缺陷處形成，這是由于這些孿晶界面、位錯(cuò)線、孿晶及其他缺陷處形成，這是由于這些區(qū)域能量高，可以提供形核所需的能量區(qū)域能量高，可以提供形核所需的能量。 常見的局部脫溶有滑移面析出和晶界析出。常見的局部脫溶有滑移面析出和晶界析出。 某些時(shí)效型合金某些時(shí)效型合金( (如鋁基、鈦基、如鋁基、鈦基、鐵基，鎳基等鐵基，鎳基等) )在晶界析出的同時(shí)，在晶界析出的同時(shí)，還會(huì)在晶界附近形成一個(gè)還會(huì)在晶界附近形成一個(gè)。 在合金的脫溶過程中，脫溶物附近基體中的濃度在合金的脫溶過程中，脫溶物附近基體中的濃度變化為

18、連續(xù)的即稱為變化為連續(xù)的即稱為。 連續(xù)脫溶可分為連續(xù)脫溶可分為和和。均勻脫。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)先在晶體缺陷處形成。非均勻脫溶有出物的晶核優(yōu)先在晶體缺陷處形成。非均勻脫溶有和和。 沿晶界不均勻形核，然后向晶內(nèi)擴(kuò)展；其脫溶物沿晶界不均勻形核，然后向晶內(nèi)擴(kuò)展；其脫溶物中的中的相和母相相和母相之間的溶質(zhì)濃度不連續(xù)而稱為非之間的溶質(zhì)濃度不連續(xù)而稱為非連續(xù)脫溶。非連續(xù)脫溶脫溶時(shí)兩相耦合成長(zhǎng)，與共連續(xù)脫溶。非連續(xù)脫溶脫溶時(shí)兩相耦合成長(zhǎng)，與共析轉(zhuǎn)變很相似?？杀硎緸椋何鲛D(zhuǎn)變很相似。可表示為：0 0=1 1+ 是在晶界上形

19、成界是在晶界上形成界限明顯的領(lǐng)域，稱為限明顯的領(lǐng)域，稱為、。胞狀物一般。胞狀物一般由兩相所組成：一相為平衡脫溶物，大多呈片狀；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，系貧化的另一相為基體，系貧化的固溶體固溶體，有一定的過飽和，有一定的過飽和度。度。 ： 由共析轉(zhuǎn)變形成的珠光體中的兩相由共析轉(zhuǎn)變形成的珠光體中的兩相(+Fe(+Fe3 3C)C)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形成的胞狀物的兩相(0 01 1+)+)中必有一相的結(jié)中必有一相的結(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構(gòu)與母相相同，

20、只是其溶質(zhì)原子濃度不同于母相而已。 () 界面濃度變化不同界面濃度變化不同 () 前者伴生再結(jié)晶，而后者不伴生再結(jié)晶前者伴生再結(jié)晶，而后者不伴生再結(jié)晶。 () 前者析出物集中于晶界上，至少在析出過程初期如此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；而后者析出物則分散于晶粒內(nèi)部，并形成胞狀物；而后者析出物則分散于晶粒內(nèi)部， 較為均較為均勻；勻； () 后者屬于短程擴(kuò)散，而前者屬于長(zhǎng)程擴(kuò)散。后者屬于短程擴(kuò)散，而前者屬于長(zhǎng)程擴(kuò)散。 脫溶沉淀時(shí)的顯微組織變化序列可能的三種脫溶沉淀時(shí)的顯微組織變化序列可能的三種情況情況 (a)(a)首先發(fā)生連續(xù)非均勻脫溶首先發(fā)生連續(xù)非均勻脫溶( (滑

21、移面和晶界析出滑移面和晶界析出) )，接著，接著發(fā)生連續(xù)均勻脫溶，連續(xù)均勻脫溶物尺寸很小。發(fā)生連續(xù)均勻脫溶，連續(xù)均勻脫溶物尺寸很小。 (b)(b)隨時(shí)間延長(zhǎng)，連續(xù)均勻脫溶物已經(jīng)長(zhǎng)大。而再晶界和隨時(shí)間延長(zhǎng)，連續(xù)均勻脫溶物已經(jīng)長(zhǎng)大。而再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)形成了無析出區(qū)，已經(jīng)發(fā)生了過時(shí)效。了無析出區(qū)，已經(jīng)發(fā)生了過時(shí)效。 (c)(c)隨時(shí)效過程的發(fā)展，析出物發(fā)生粗化和球化，連續(xù)非隨時(shí)效過程的發(fā)展，析出物發(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)均勻脫溶和均勻脫溶的析出物已經(jīng)難以區(qū)別。

22、基體中的溶質(zhì)濃度貧化，但基體未發(fā)生再結(jié)晶。濃度貧化，但基體未發(fā)生再結(jié)晶。 (a)(a)表示首先發(fā)生非連續(xù)脫溶，接著發(fā)生連續(xù)脫溶。表示首先發(fā)生非連續(xù)脫溶，接著發(fā)生連續(xù)脫溶。 從從(a)(a)到到(c)(c)表示非連續(xù)脫溶的胞狀組織表示非連續(xù)脫溶的胞狀組織( (包括伴生的再結(jié)晶包括伴生的再結(jié)晶) )從晶界擴(kuò)展至整個(gè)基體。從晶界擴(kuò)展至整個(gè)基體。 (d)(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(xì)化。，并已經(jīng)發(fā)生了再結(jié)晶而使基體晶粒細(xì)化。 (a)(a)到到(c)(c)表示非連續(xù)脫溶的胞狀組織表示非連續(xù)脫溶的胞狀

23、組織( (伴生的再結(jié)伴生的再結(jié)晶晶) )從晶界擴(kuò)展至整個(gè)基體。從晶界擴(kuò)展至整個(gè)基體。 (d)(d)表示析出物粗化和球化。表示析出物粗化和球化。 是指在較低溫度下進(jìn)行的時(shí)效，其硬度變化曲線的特是指在較低溫度下進(jìn)行的時(shí)效，其硬度變化曲線的特點(diǎn)是硬度一開始就迅速上升，達(dá)一定值后硬度緩慢上升或者點(diǎn)是硬度一開始就迅速上升，達(dá)一定值后硬度緩慢上升或者基本上保持不變?；旧媳３植蛔?。 冷時(shí)效的溫度越高，硬度上冷時(shí)效的溫度越高，硬度上升就越快，所能達(dá)到的硬度升就越快，所能達(dá)到的硬度也就越高。冷時(shí)效過程中主也就越高。冷時(shí)效過程中主要形成要形成G.P.G.P.區(qū)。區(qū)。 是指在較高溫度下發(fā)生的時(shí)效，硬度變化規(guī)律是開

24、是指在較高溫度下發(fā)生的時(shí)效，硬度變化規(guī)律是開始有一個(gè)孕育期始有一個(gè)孕育期，接著，接著硬度迅速上升，達(dá)到一極大值后又隨時(shí)硬度迅速上升，達(dá)到一極大值后又隨時(shí)間延長(zhǎng)而下降間延長(zhǎng)而下降。溫時(shí)效。溫時(shí)效的溫度越高，硬度上升就越快，達(dá)最大的溫度越高，硬度上升就越快，達(dá)最大值的時(shí)間就越短，但所能達(dá)到的最大硬度反而就越低。值的時(shí)間就越短，但所能達(dá)到的最大硬度反而就越低。 冷時(shí)效與溫時(shí)效的溫度界冷時(shí)效與溫時(shí)效的溫度界限視合金而異，限視合金而異，A1A1合金一般約合金一般約在在100100左右。冷時(shí)效與溫時(shí)左右。冷時(shí)效與溫時(shí)效往往是交織在一起的。效往往是交織在一起的。 Al-38%Ag合金時(shí)效過程硬度合金時(shí)效過程

25、硬度變化曲線變化曲線 2159(Al-Cu-Mn-Mg基基)鋁合金鋁合金180時(shí)效硬化變化曲線時(shí)效硬化變化曲線 不同成分的不同成分的A1-CuA1-Cu合金在合金在130130時(shí)效時(shí)硬度時(shí)效時(shí)硬度與脫溶相的變化規(guī)律。時(shí)效硬化主要依靠形成與脫溶相的變化規(guī)律。時(shí)效硬化主要依靠形成 G.P.G.P.區(qū)和區(qū)和相，以形成相，以形成相的強(qiáng)化效果最相的強(qiáng)化效果最大，當(dāng)出大，當(dāng)出 現(xiàn)現(xiàn)相以后合金的硬度下降。相以后合金的硬度下降。 時(shí)效前期時(shí)效前期，彌散析出相所引起的硬化超，彌散析出相所引起的硬化超過了另外兩個(gè)因素所引起的軟化，因此硬過了另外兩個(gè)因素所引起的軟化，因此硬度將不斷升高并可達(dá)到某一極大值。度將不斷升

26、高并可達(dá)到某一極大值。時(shí)效后期時(shí)效后期，由于析出相所引起的硬化小于，由于析出相所引起的硬化小于另外兩個(gè)因素所引起的軟化，故導(dǎo)致硬度另外兩個(gè)因素所引起的軟化，故導(dǎo)致硬度下降，此為溫時(shí)效。若時(shí)效時(shí)僅形成下降，此為溫時(shí)效。若時(shí)效時(shí)僅形成 G.P.G.P.區(qū)，硬度將單調(diào)上升并趨于一恒定值區(qū)，硬度將單調(diào)上升并趨于一恒定值，此為冷時(shí)效。，此為冷時(shí)效。 為獲得更好的時(shí)效強(qiáng)化效果，固溶處理時(shí)應(yīng)盡可能使強(qiáng)化為獲得更好的時(shí)效強(qiáng)化效果，固溶處理時(shí)應(yīng)盡可能使強(qiáng)化組元最大限度的溶解到固溶體基體中。固溶處理溫度越高，組元最大限度的溶解到固溶體基體中。固溶處理溫度越高，冷卻速度越快冷卻速度越快，所，所獲得的固溶體過飽和程度

27、越大，經(jīng)時(shí)效后獲得的固溶體過飽和程度越大，經(jīng)時(shí)效后產(chǎn)生的時(shí)效強(qiáng)化效果越大。產(chǎn)生的時(shí)效強(qiáng)化效果越大。 : 。 ： 在保證合金不發(fā)生過熱、過燒及晶粒長(zhǎng)大的前提在保證合金不發(fā)生過熱、過燒及晶粒長(zhǎng)大的前提下，固溶處理溫度盡可能提高，保溫時(shí)間長(zhǎng)些，有下，固溶處理溫度盡可能提高，保溫時(shí)間長(zhǎng)些，有利于獲得最大過飽和度的均勻固溶體。利于獲得最大過飽和度的均勻固溶體。 時(shí)效時(shí)效溫度高，脫溶沉淀過程加快，合金達(dá)最高強(qiáng)度所溫度高，脫溶沉淀過程加快，合金達(dá)最高強(qiáng)度所需時(shí)間縮短，但過高時(shí)最高強(qiáng)度值會(huì)降低，強(qiáng)化效果需時(shí)間縮短，但過高時(shí)最高強(qiáng)度值會(huì)降低，強(qiáng)化效果不佳不佳。 若若溫度過低，原子擴(kuò)散困難，時(shí)效過程極慢，隨著時(shí)溫

28、度過低，原子擴(kuò)散困難，時(shí)效過程極慢，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金的強(qiáng)度不斷升高，表現(xiàn)出明顯的效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金的強(qiáng)度不斷升高，表現(xiàn)出明顯的時(shí)效強(qiáng)化效果，但沒有達(dá)到最高值，為時(shí)效強(qiáng)化效果，但沒有達(dá)到最高值，為。 細(xì)小的強(qiáng)化相剛好均勻析出時(shí)，合金的強(qiáng)度細(xì)小的強(qiáng)化相剛好均勻析出時(shí)，合金的強(qiáng)度達(dá)到最大值，為達(dá)到最大值，為。 若時(shí)效時(shí)間過長(zhǎng)若時(shí)效時(shí)間過長(zhǎng)( (或溫度過高或溫度過高) )平衡相長(zhǎng)大粗平衡相長(zhǎng)大粗化反而使合金軟化，合金的強(qiáng)度隨著時(shí)效時(shí)化反而使合金軟化，合金的強(qiáng)度隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)而逐漸下降，為間的延長(zhǎng)而逐漸下降，為。 。 統(tǒng)計(jì)表明，最佳時(shí)效溫度與合金熔點(diǎn)之間存在如下關(guān)系：統(tǒng)計(jì)表明，最佳時(shí)效溫度與

29、合金熔點(diǎn)之間存在如下關(guān)系：。 一般固溶熱處理的淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間應(yīng)盡可能一般固溶熱處理的淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間應(yīng)盡可能地短，以免合金元素的擴(kuò)散析出而降低合地短，以免合金元素的擴(kuò)散析出而降低合金的性能。金的性能。 時(shí)效分為時(shí)效分為單級(jí)時(shí)效單級(jí)時(shí)效或或分級(jí)時(shí)效分級(jí)時(shí)效。 單級(jí)時(shí)效單級(jí)時(shí)效指在單一溫度下進(jìn)行的時(shí)效過程。指在單一溫度下進(jìn)行的時(shí)效過程。分級(jí)分級(jí)時(shí)效時(shí)效是在不同溫度下進(jìn)行兩次時(shí)效或多次時(shí)效。是在不同溫度下進(jìn)行兩次時(shí)效或多次時(shí)效。 分級(jí)時(shí)效一般采用在分級(jí)時(shí)效一般采用在較低溫度較低溫度T1進(jìn)行預(yù)時(shí)效，進(jìn)行預(yù)時(shí)效，使合金獲得高密度和均勻的使合金獲得高密度和均勻的G.P.區(qū)，為雙級(jí)時(shí)效區(qū)，為雙級(jí)時(shí)效提供了均勻形核

30、的條件，在稍高溫度提供了均勻形核的條件，在稍高溫度T2保持一定保持一定時(shí)間進(jìn)行最終時(shí)效，其目的是達(dá)到必要的脫溶程時(shí)間進(jìn)行最終時(shí)效，其目的是達(dá)到必要的脫溶程度以及獲得尺寸較為理想的脫溶相度以及獲得尺寸較為理想的脫溶相。 圖圖4-51 分級(jí)時(shí)效溫度分級(jí)時(shí)效溫度-時(shí)間關(guān)系示意圖時(shí)間關(guān)系示意圖Ts-固溶處理溫度；固溶處理溫度；Td-淬火介質(zhì)溫度；淬火介質(zhì)溫度；T1-第一階段時(shí)效溫度第一階段時(shí)效溫度；T2-第二階段時(shí)效溫度；第二階段時(shí)效溫度；Tc-臨界溫度臨界溫度 分級(jí)時(shí)效由于溫度稍高，合金進(jìn)入過時(shí)效區(qū)的可能性增大分級(jí)時(shí)效由于溫度稍高，合金進(jìn)入過時(shí)效區(qū)的可能性增大，故所獲得合金的強(qiáng)度比單級(jí)時(shí)效略低，但是

31、分級(jí)時(shí)效處理后，故所獲得合金的強(qiáng)度比單級(jí)時(shí)效略低，但是分級(jí)時(shí)效處理后的合金，其的合金，其斷裂韌性值高斷裂韌性值高，并提高了，并提高了應(yīng)力腐蝕抗力應(yīng)力腐蝕抗力。 如硬鋁如硬鋁2A04于于200經(jīng)經(jīng)24h單級(jí)時(shí)效后的抗拉強(qiáng)度單級(jí)時(shí)效后的抗拉強(qiáng)度600MPa，但抗應(yīng)力腐蝕壽命較短，在應(yīng)力腐蝕條件下，但抗應(yīng)力腐蝕壽命較短，在應(yīng)力腐蝕條件下58h即發(fā)生斷裂即發(fā)生斷裂，而與，而與170經(jīng)經(jīng)8h時(shí)效后再于時(shí)效后再于200經(jīng)經(jīng)8h分級(jí)時(shí)效后的抗拉強(qiáng)度分級(jí)時(shí)效后的抗拉強(qiáng)度僅有僅有574MPa，在應(yīng)力腐蝕條件下，在應(yīng)力腐蝕條件下1500h仍未發(fā)生斷裂。仍未發(fā)生斷裂。圖圖4-51 分級(jí)時(shí)效溫度分級(jí)時(shí)效溫度-時(shí)間關(guān)系

32、示意圖時(shí)間關(guān)系示意圖Ts-固溶處理溫度；固溶處理溫度；Td-淬火介質(zhì)溫度；淬火介質(zhì)溫度；T1-第一階段時(shí)效溫度第一階段時(shí)效溫度；T2-第二階段時(shí)效溫度；第二階段時(shí)效溫度；Tc-臨界溫度臨界溫度 如如Si、Mn、Fe、Ni等在鋁中的固溶度比較小，且隨溫度變化等在鋁中的固溶度比較小，且隨溫度變化不大不大. Mg、Zn雖然在鋁基固溶體中有較大的固溶度，但它們與鋁形雖然在鋁基固溶體中有較大的固溶度，但它們與鋁形成的化合物的結(jié)構(gòu)與基體差異不大，強(qiáng)化效果甚微成的化合物的結(jié)構(gòu)與基體差異不大，強(qiáng)化效果甚微。 Al-Cu合金合金，Al-Mg-Si、Al-Cu-Mg-Si合金等，它們?cè)跓崽幚砗辖鸬?，它們?cè)跓崽幚磉^

33、程中有溶解度和固態(tài)相變，能形成過程中有溶解度和固態(tài)相變，能形成CuAl2、Mg2Si、Al2CuMg、Mg2Zn等，則在時(shí)效析出過程中形成的等，則在時(shí)效析出過程中形成的G.P.區(qū)的區(qū)的結(jié)構(gòu)就比較復(fù)雜，結(jié)構(gòu)就比較復(fù)雜，引起的畸變亦較嚴(yán)重。因引起的畸變亦較嚴(yán)重。因此，合金的時(shí)效強(qiáng)化效果就較為顯著。此，合金的時(shí)效強(qiáng)化效果就較為顯著。 是由于母相中的位錯(cuò)與析出相之間的交互作用引是由于母相中的位錯(cuò)與析出相之間的交互作用引起的?？砂次诲e(cuò)通過析出相的方式不同將時(shí)效硬化機(jī)制起的?？砂次诲e(cuò)通過析出相的方式不同將時(shí)效硬化機(jī)制 分為分為以下三類：以下三類： 相周圍的彈性畸變區(qū)相周圍的彈性畸變區(qū) ： 1) 時(shí)效初期形

34、成的時(shí)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(yīng)區(qū)與母相保持共格關(guān)系，具有內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化效應(yīng)，再加上切過強(qiáng)化效應(yīng)而使硬度顯著升高。隨著變強(qiáng)化效應(yīng)，再加上切過強(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)，時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，G.P.區(qū)數(shù)量增多，硬度不斷升高。當(dāng)區(qū)數(shù)量增多，硬度不斷升高。當(dāng) G.P.區(qū)數(shù)量達(dá)到某一平衡值時(shí)硬度不再增加，出現(xiàn)一個(gè)平臺(tái)。區(qū)數(shù)量達(dá)到某一平衡值時(shí)硬度不再增加，出現(xiàn)一個(gè)平臺(tái)。 2) 2) 隨后析出的隨后析出的相也與母相相也與母相保持共格關(guān)系，在其周圍也形成強(qiáng)保持共格關(guān)系，在其周圍也形成強(qiáng)內(nèi)應(yīng)力場(chǎng)，位錯(cuò)線也可以切過內(nèi)應(yīng)力場(chǎng)，位錯(cuò)線也可以切過相，故相，故相的析出使硬度和強(qiáng)度相的析出使硬度和強(qiáng)度進(jìn)一步升高，并隨進(jìn)一步升高，并隨相數(shù)量及尺相數(shù)量及尺寸的增加而增加。寸的增加而增加。 3) 3) 析出