合金的时效,钢的热处理

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脱溶过程的规律： 时效温度越高，固溶体 的过饱和度就越小，脱溶过程的阶段也就 越少 ；而在同一时效温度下合金的溶质原子浓度越 低，其固溶体过饱和度就越小，则脱溶过程的 阶段也就越少。
影响脱溶动力学的因素 凡是影响形核率和长大速度的因素，都会影响 过饱和固溶体脱溶过程动力学。其影响因素包括 • • • 晶体缺陷的影响 合金成分的影响 时效温度的影响
在基体中能形成强烈的应变场。
• 通过固溶处理和时效可以将合金的强度提高百分之几
十甚至几倍。
几种有色合金的热处理强化效果 合金 铝合金 镁合金 铍青铜
牌号
2A01
160 (退火) 300 (淬火＋自 然时效)
2A12
230 (退火) 440 (淬火＋自 然时效)
ZM5
180 (铸态) 440 (淬火＋人 工时效)
脱溶驱动力： 新相和母相的体系自由能差.
脱溶阻力：
形成脱溶相的界面能和应变能。
G.P.区：△G1＝a－ b θ″相：△G2＝a－ c θ′相：△G3＝a－ d θ相： △G4＝a－ e
（2 ）合金时效过程
一、G.P区的形成――形成铜原子富集区(GP区) 经固溶处理称为孕育期。随后，铜原子 在铝基固溶体(面心立方晶格)的{100}晶面上偏聚，形 成铜原子富集区，称为GP[I]区。
1. G.P.区特点： • • • • (1) 在过饱和固溶体的分解初期形成，形成速度很 快，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) 在热力学上是亚稳定的。 (4) G.P区在电子显微镜下观察呈圆盘状，有时候呈
球状或针状。
2. G.P区的显微组织及其结构模型
四、时效后的显微组织
脱溶类型及其显微组织
脱溶沉淀的类型：
局部脱溶、连续脱溶和非连续脱溶。
一、局部脱溶沉淀及显微组织
局部脱溶析出物的晶核优先在晶界、亚晶界、滑移面、 孪晶界面、位错线、孪晶及其他缺陷处形成，这是由于这些 区域能量高，可以提供形核所需的能量。
常见的局部脱溶有滑移面析出和晶界析出。
某些时效型合金(如铝基、钛基、 铁基，镍基等)在晶界析出的同时， 还会在晶界附近形成一个无析出区。
2、连续脱溶加不连续脱溶 • • • (a)表示首先发生非连续脱溶，接着发生连续脱溶。 从(a)到(c)表示非连续脱溶的胞状组织(包括伴生的再结晶 )从晶界扩展至整个基体。 (d)表示析出物发生了粗化和球化。基体中溶质已发生贫化
，并已经发生了再结晶而使基体晶粒细化。
3、不连续脱溶 • • (a)到(c)表示非连续脱溶的胞状组织(伴生的再结 晶)从晶界扩展至整个基体。 (d)表示析出物粗化和球化。
脱溶沉淀时的显微组织变化序列
• 脱溶沉淀时的显微组织变化序列可能的三种情况
1、连续非均匀脱溶加均匀脱溶：即局部脱溶加连续脱溶 • (a)首先发生连续非均匀脱溶(滑移面和晶界析出)，接着 发生连续均匀脱溶，连续均匀脱溶物尺寸很小。 • (b)随时间延长，连续均匀脱溶物已经长大。而再晶界和 滑移面上的连续非均匀脱溶物也已经长大，在晶界两侧形成 了无析出区，已经发生了过时效。 • (c)随时效过程的发展，析出物发生粗化和球化，连续非 均匀脱溶和均匀脱溶的析出物已经难以区别。基体中的溶质 浓度贫化，但基体未发生再结晶。
第三章 合金的时效
本章内容
• 1. 固溶处理、时效、时效硬 化、脱溶的基本概念。 • 2. 合金的脱溶过程和脱溶物的结构。
• 3. 合金过饱和固溶体脱溶转变的热力学和动力学。
• 4. 合金过饱和固溶体脱溶后的组织。
• 5. 合金过饱和固溶体脱溶转变时的性能变化。
• 6. 合金时效时产物的强化机制。
胞状组织与珠光体组织的区别在于：
由共析转变形成的珠光体中的两相(γ→α+Fe3C)
与母相在结构和成分上完全不同，而由非连续脱溶所
形成的胞状物的两相(α0→α1+β)中必有一相的结
构与母相相同，只是其溶质原子浓度不同于母相而已
。
• 非连续脱溶与连续脱溶相比有以下区别：
(ⅰ) 界面浓度变化不同 (ⅱ) 前者伴生再结晶，而后者不伴生再结晶。 (ⅲ) 前者析出物集中于晶界上，至少在析出过程初期如此 ，并形成胞状物；而后者析出物则分散于晶粒内部， 较为均 匀； (Ⅳ) 后者属于短程扩散，而前者属于长程扩散。
固溶时效处理示意图
• 合金具有沉淀强化效果的先决条件: (1)加入基体金属中的合金元素应有较高的极限固
溶度，且在其相图上有固溶度变化，其固溶度随温度
降低而显著减小；
(2)淬火后形成过饱和固溶体在时效过程中能析出
均匀，弥散的共格或半共格的亚稳相，在基体中能形 成强烈的应变场。 (3)沉淀强化相是硬度高的质点。
三、 过渡相θ′的形成与结构 • 随着时效过程铜原子在θ″相基础上继续偏聚，片状θ″相周
围的共格关系部分遭到破坏，当Cu和Al原子比为1:2时，形成
过渡相θ′。呈圆片状或碟形，尺寸为100nm数量级。
• 对位错运动的阻碍作用 减小，硬度开始降低。
• θ′相与基体α之间仍然保
持部分共格关系，而θ″
五、脱溶时效过程中的的性能变化
一、冷时效和温时效 • 冷时效是指在较低温度下进行的时效，其硬度变化曲线的特 点是硬度一开始就迅速上升，达一定值后硬度缓慢上升或者 基本上保持不变。 • 冷时效的温度越高，硬度上 升就越快，所能达到的硬度 也就越高。冷时效过程中主 要形成G.P.区。
•
温时效是指在较高温度下发生的时效，硬度变化规律是开 始有一个孕育期，接着硬度迅速上升，达到一极大值后又随时
中的α相和母相α之间的溶质浓度不连续而称为非
连续脱溶。非连续脱溶脱溶时两相耦合成长，与共 析转变很相似。可表示为：α0=α1+β • 非连续脱溶的显微组织特征是在晶界上形成界 限明显的领域，称为胞状物、瘤状物。胞状物一般
由两相所组成：一相为平衡脱溶物，大多呈片状；
另一相为基体，系贫化的固溶体，有一定的过饱和 度。
下来的空位浓度（因为空位能帮助溶质原子迁移）
。凡是能增加空位浓度的因素均能促进G.P区的形成
。
二、过渡相θ″的形成与结构
在GP[I]区的基础上铜原子进一步偏聚，GP区
进一步扩大，并有序化，即形成有序的富铜区，称为 GP[Ⅱ]区，为过渡相.常用θ″表示。 由于θ″相区与基体仍保持共格关系，因此其周 围基体产生弹性畸变，它比GP[I]区周围的畸变更大,
3. 时效温度的影响 • 时效温度越高，原子活动性就越强，脱溶速度也就 越快。 • 但是随着时效温度升高，化学自由能差减小，同时 固溶 体的过饱和度也减小，这些又使脱溶速度降低 ，甚至不再脱溶 • A1-4％Cu-0.5％Mg 合金的时效温度从 200℃提高 到 220℃，时效时间可以从 4h 缩短为 1h。
子富集区有序化θ″相→形成过渡相θ′→析出稳定
相θ(CuAl2)+平衡的α固溶体。
脱溶相的粗化
脱溶相形成后，在一定的条件下，溶质原子继续
向晶核聚集，使脱溶相不断长大。 界面能的降低就是脱溶相的粗化的驱动力。
三、合金时效动力学及其影响因素
合金脱溶沉淀过程的等温动力学曲线 • 动力学曲线呈 C 字形的原因是等温温度升 高，脱溶速度加快；但温度升高时固溶体过饱 和度减小，临界晶核尺寸增大，又使脱溶速度 减慢。
•
不同成分的A1-Cu合金在130‴时效时硬度与 脱溶相的变化规律。时效硬化主要依靠形成 G.P.区和θ″相，以形成θ″相的强化效果最 大，当出 现θ′相以后合金的硬度下降。
时效前期，弥散析出相所引起的硬化超 过了另外两个因素所引起的软化，因此硬 度将不断升高并可达到某一极大值。 时效后期，由于析出相所引起的硬化小于 另外两个因素所引起的软化，故导致硬度 下降，此为温时效。若时效时仅形成 G.P.区，硬度将单调上升并趋于一恒定值 ，此为冷时效。
• G.P.区与母相保持共格关系，界面能较小，弹性应变能较大。
•
G.P.区的形状与溶质和溶剂的原子半 径差有关。 △R小于 3％时析出物呈球状， △R大于 5％时析出物
呈圆盘状。
3. G.P.区形成的原因:
G.P 区的形核是均匀分布的，其形核率与晶体中
非均匀分布的位错无关，而强烈依赖于淬火所保留
相与α相则保持完全共格
关系。
四、平衡相θ的形成及结构
时效后期，随θ′相的成长，过渡相θ′从铝基 固溶体中完全脱溶，形成与基体有明显相界面的独立
的稳定相CuAl2，称为θ相，θ相与基体无共格关系。
以上讨论表明，Cu-Al合金时效的基本过程可以概括 为： 过饱和固溶体→形成铜原子富集区(GP区)→铜原
QBe2
180 (软态) 440 (淬火＋人 工时效)
抗拉强度 MPa
•
固溶时效处理的一般步骤：固溶处理 → 过饱和 固溶体 → 时效(析出)→ 饱和固溶体＋析出相(弥散 相 )。 • 合金固溶(淬火)处理+时效热处理，其工艺操作与钢 基本相似，但强化机理与钢有本质上的不同。
共析钢和铝合金淬火时的组织变化示意图
1. 晶体缺陷的影响
• 增加晶体缺陷，将使新相易于形成，使脱溶速度加快
• • • G.P.区形成时，Cu 原子按空位机制扩散。空位浓度就愈高 ，G.P.区的形成速度愈快。 位错、层错以及晶界等晶体缺陷具有与空位相似的作用， 往往成为过渡相和平衡相的非均匀形核的优先部位。 A1-Cu 合金中的θ″相、θ′相及θ相的析出也是需要通过 Cu
对位错运动的阻碍进一步增大，时效强化作用更大。
θ″相周围的弹性畸变区 θ″相TEM图像
从 G.P.区转变为过渡相的过程可能有两种情况： • 以 G.P.区为基础逐渐演变为过渡相，如A1-Cu合 金以 G.P.区为基础，沿其直径方向和厚度方向(以 厚度方向为主)长大形成过渡相θ″相。 • 与 G.P.区无关，过渡相独立地均匀形核长大， 如Al-Ag合金。