金属材料及热处理04淬火与时效

1、第五章第五章 无多型性转变合金的无多型性转变合金的淬火与时效淬火与时效Quenching and aging in the alloys without allotropic transformation in matrix5. 1 概述概述5. 2 固溶处理固溶处理5. 3 过饱和固溶体分解机制过饱和固溶体分解机制1、脱溶过程的热力学基础、脱溶过程的热力学基础2、脱溶过程的相变驱动力及其在自由能、脱溶过程的相变驱动力及其在自由能-成分曲线上的表征成分曲线上的表征3、不形核自发分解（、不形核自发分解（Spinodal 分解）分解）4、按形核长大机制分解的固溶体脱溶、按形核长大机制分解的固溶体脱

2、溶5. 4 脱溶序列脱溶序列5. 5 脱溶产物的组织特征脱溶产物的组织特征5. 6 时效前后合金性能的变化时效前后合金性能的变化5. 7 影响时效过程及材料性能的因素影响时效过程及材料性能的因素5. 8 淬火（固溶处理）与时效的工艺规程淬火（固溶处理）与时效的工艺规程5. 9 小结小结五、无多型性转变合金的淬火与时效五、无多型性转变合金的淬火与时效1、 基本概念：淬火淬火高温快冷至低温，建立低温下的亚稳态，形成过饱和固溶体的过程。 两种情况有多型性和无多型性。时效时效（回火）亚稳过饱和固溶体分解，时效与回火区别在于 基体转变与否？铝、铜、钛和钢铁 。2、工艺形式：大多数情况下淬火+ 时效，但是

3、也存在仅有淬火（自然时效）和仅有时效（挤后冷即淬）的情况5. 1 概述概述淬火淬火时效时效3、目的与应用：淬火（固溶处理）获得过饱和固溶体：i、时效前的预处理；ii、冷加工前的中间处理，消除加工硬化，消除脆硬相的有害影响；iii、最终热处理（固溶处理）；时效使过饱和固溶体分解（脱溶、沉淀），用作最终热处理，调整组织性能。4、组织变化：淬火（固溶处理）可溶相溶解，形成过饱和固溶体，基体发生回复、再结晶与晶粒长大；时效过饱和固溶体分解（脱溶、沉淀），粗化，产生强化相颗粒，基体晶粒一般无明显变化。淬火淬火时效时效5、性能变化：淬火（固溶处理），分三种情况：i、若原始组织中第二相弥散且硬，固溶后强度下

4、降，塑性保持或提高（第二相沉淀强化大于固溶强化）；ii、若原始组织中第二相粗大、不弥散，固溶后强度提高（第二相沉淀强化小于固溶强化） ；iii、若原始组织中第二相脆硬，且沿晶界或网胞呈网状分布，固溶后强度、塑性都会有明显提高（第二相沉淀强化大于固溶强化，例如，铸造合金的固溶处理）。时效如图所示。强度、硬度温度或时间5.2 固溶处理（只讨论基体无多型性变化的情况）固溶处理（只讨论基体无多型性变化的情况）L+TABC2C0C1T1T2固溶过程的热力学分析只要基体的固溶度随温度变化即可。铝、镁、铜、镍合金均可。合金固溶处理前后性能的变化分析不同合金性能变化会不相同，与合金成分、原始组织、淬火工艺、淬

5、火后组织等有关：一些合金处理后，其强度提高而塑性降低；但有些合金相反，也有些合金的性能变化不大。基体无多型性转变的合金固溶处理后急剧强化及明显降低塑性的现象很少。但对于铸造合金而言，可以起到提高强度和塑性，调节性能的作用。 固溶处理的应用1、获得过饱和固溶体。2、可作为在某些合金如QBe 、Cr18Ni9等冷变形前的软化处 理（中间退火）。3、最终热处理提高综合性能（ZL301)。 5.3 过饱和固溶体分解机制过饱和固溶体分解机制GBAG(T)abs1s2TGG(T2)G(T1)T1T2aabs1s2bBAC1C21、 脱溶过程的热力学基础脱溶过程的热力学基础n这里，以一个具有混合间隙的A-B

6、二元合金系为解说对象，以便我们能较全面地了解过饱和固溶体分解的相变驱动力和脱溶过程。n对于处于ab之间成分的合金，其过饱和固溶体都会发生分解，自发分解成a+b两相组织。n然而，过饱和固溶体的脱溶可以以两种不同类型的转变来完成： （1）成份处于s1s2之间的合金（C2）不形核自发分解不形核自发分解 （Spinodal分解）； （2）成份处于s1s2之外的合金（C1）以形核长大过程的分解以形核长大过程的分解2、脱溶过程的相变驱动力及其在自由能、脱溶过程的相变驱动力及其在自由能-成分曲线上的表征成分曲线上的表征n相变驱动力是脱溶过程发生前后的体系自由能变化（差） 在温度T下，C0合金单相固溶体摩尔自

7、由能为G0，析出少量成分C2脱溶晶核， 相成分降至C1，二者摩尔自由能分别为G2 、 G1 。若脱溶相摩尔数n1而脱溶后基体的为n2, G=G(析出后析出后)-G(析出前析出前)=（n1G1+n2G2）-（ n1+n 2）G0若脱溶相和基体成分均匀，由杠杆定律有， n1/n 2 =（G2-G0）/ （G0-G1）两式合并，则有，G=n2 （G2-G0）- （C2-C0） （G0-G1）/ （C0-C1）当C2成分的脱溶相很少时， C1C0， （G0-G1）/ （C0-C1）(dG/dC)c0因此，GV= G/ n2 = （G2-G0）- （C2-C0） (dG/dC)c0 , 则，G2-G0=

8、AE, （C2-C0） (dG/dC)c0 =BE, 故故G=AB 3、不形核自发分解（、不形核自发分解（Spinodal 分解）分解） 拐点或旋点（Spinodal point）如图所示，自由能成分曲线必然存在其二阶导数d2G/dC2=0的点，即s1和s2两个点，可称之为拐点或旋点（Spinodal point），成分在两拐点间，d2G/dC20。若将不同温度下的自由能成分曲线的拐点的成分位置相应地表示在相图上，则可得到旋点线（RKV），过冷到旋点线以下的固溶体可能发生Spinodal 分解。Spinodal 分解过程C0成分在微观区域内发生微小的浓度起伏，偏离成Cp和Cq，都会自发进行下去

9、。（1）反映一开始，不需临界形核，（2）分解一旦开始，就迅速席卷相的整个体积。（3）成份分离加大，直到达到平衡成分（Ca和Cb），自由能降到最低。可能出现Spinodal分解的合金系有：Al-Zn、Au-Ni、Au-Pt、Nb-V、Zr-Nb、Cr-W、 Cu-Ni、Cu-Rb、Ir-Pt等，其相图都存在 如图所示的混溶间隙，析出相仅成分与母相存在差异，结构相同。 Spinodal 分解过程的阻力（来自上坡扩散的阻滞力）n梯度能化学键失去平衡所致能量增加。这里，不形成界面，无界面能，但形成浓度梯度，故为梯度能，为正，阻碍分解，浓度梯度大，梯度能作用明显。n应变能成分分离必然引起晶格常数连续变化

10、，其变化率 ，从而导致整个体积产生晶格均匀共格应变，产生共格应变能（正值），阻分解，弹性模量的各向异性也导致成分偏聚具有方向性。BdCdaa1任何一个起伏起伏都是稳定的，则固溶体中存在高于平均成分的偏聚区，也有溶质贫乏区，偏聚区周围为贫乏区，贫乏区周围为偏聚区，构成Spinodal分解条件，不需形不需形核核。如此连锁反应使这种浓度起伏迅速波及整个体积，呈周期性呈周期性，像弹性波，（成份波，具有正弦波性质）。随后偏聚加重，成份振幅加大（中期），浓度不同导致弹性应变能增大，共格形消失，出现相界面（后期）。再后来像形核长大情形一样，是脱溶相聚集、粗化或消失的过程。1。形成一定成分的晶核2。需浓度、能

11、量、结构起伏3。不呈周期性分布上坡扩散形核化学Spinodal分解与共格Spinodal分解(Without gradient energy)化学Spinodal分解温度与共格Spinodal分解温度之差随晶格常数变化率、杨氏模量、摩尔浓度以及摩尔体积的变化。 Spinodal分解发生的实际温度化学化学Spinodal 分解分解共格共格Spinodal 分解分解混溶间隙混溶间隙共格旋点共格旋点合金发生了Spinodal分解的可能性应该用Spinodal分解的共格旋点来估计。RVxxETTmBBSS/1122*TT11 23 4BA23GAG(T)1423B32 调幅分解组织（周期性调幅组织成分

12、沿晶体的某一方向呈周期性分布）n 共格应变能影响共格脱溶相的形状，也影响其分布（体积分数较大时），只有脱溶相彼此按一定间隔成周期性排列，才能使共格应变能减到最小。共格脱溶相周期性分布的组织为调幅组织，各脱溶相间的距离为调幅周期n 合金系、合金成分、热处理规程不同，调幅组织的形态可能不同。晶向相互平行的杆状物三度交织而成的调 幅组织（Cu-Ni-Fe）晶向呈周期排列分布的调幅组织（Ni-Al）编织样花纹周期排列的立方体可能出现Spinodal分解的合金：Al-Zn，Al-Li合金的Fcc相的分解； Al-Cu合金中从Fcc基体析出G.P区； Fe-Cu系中的液相凝固以及Fcc相的分解； Cu-A

13、g, Cu-Ni系中的Fcc相的分解等。4、按形核长大机制分解的固溶体脱溶、按形核长大机制分解的固溶体脱溶n按形核-长大机制的分解（脱溶）的相变驱动力（1） 具有混合间隙的A-B 系（连续固溶体）如图所示，在s1点左侧的Co合金，它的自由能G1大于平衡两相混合物自由能G2，因此， 存在分离成成分Ca和Cb两相的趋势，若成分起伏造成微观区域中的成分偏离Cf和Cg，则因这段自由能曲线下凹，成份分离后体系的自由能G3较原始固溶体自由能G1高，偏离不稳，易消失而不能继续发展。只有产生大的浓度起伏（如Cm和Cn）时，自由能才能下降，成分偏聚才能稳定发展下去，直到达到平衡成分（Ca和Cb）。临界成分（略）

14、形核阻力： 新相与母相之间的界面能； 比容积差导致的应变能。临界晶核半径的决定因素：EInterVGGGGn按形核-长大机制的分解（脱溶）的相变驱动力 （2） A-B共晶系大多数合金具有共晶、包晶或其它类型的相图，有过饱和固溶体中析出的相不仅成分与原始固溶体不同，而且晶体结构也有区别。如图所示，相和相结构各异，自由能曲线不连续，无曲线上凸，没有Spinodal 分解的可能性。因此，这种情形下，亚稳过饱和固溶体分解过程是按形核长大机制进行的。浓度起伏生成CI， GVI为正，晶核不稳。浓度起伏生成CII， GVII为负，晶核可稳定发展。浓度起伏生成CIII， GVIII为负，晶核也可稳定发展。不论

15、相开始成分如何，最终发展的Cb。n形核-长大分解机制TL+ABC0T0GBAG C1C2G C0GVn沉淀粒子形核驱动力计算（经典形核理论）GBAG C1C2G C0GV10002020212112)()()(CCGCGCCCGGnCGnnGnGnGGGV00202)(/CVDdCdGCCCGGnGGwhen C1C0, i.e. a little amount of precipitates is form.n按形核-长大机制的分解（脱溶）的相变驱动力（3）GVGPGVGV5. 4 脱溶序列脱溶序列p 序列及特征 符合相变阶次规则：平衡相出现之前出现亚稳结构（可以多种）。产生原因：脱溶初期界

16、面能和弹性应变能影响大。亚稳相多与基体共格或半共格，降低形核功。能量成份结构过饱和固溶体过饱和固溶体偏聚区（偏聚区（G.P)过渡（亚稳）相过渡（亚稳）相平衡相平衡相偏聚（丛聚）偏聚（丛聚） 预沉淀期过渡沉淀期亚稳析出期沉淀（脱溶）期-Al ss-Al ssG.P区区 偏聚（丛聚）偏聚（丛聚）Al-Cu:&脱溶相结构简介（以Al-Cu为例）p G.P.区：起伏偏聚区 1906年首次在Al-Cu-Mg中发现。1938年A.Guinier, G.D.Preston 独立地在自然时效的Al-Cu合金中发现。 固溶体中存在成分起伏（不稳），过冷，起伏增强，形成稳定丛聚（很小，难以观察），一段时间

17、后，丛聚发展成GP区，又称预脱溶期产物，或原子偏聚区。 G.P区特点：（1）与基体结构相同，但富集溶质原子，原子间距与基体不同；（2）与基体完全共格，界面能小，但应变能较高，其形状主要取决于共格应变能，多呈盘碟状，也有球（Al-Sc）、杆的；（3） 作为G.P区的晶核微小，数量大，形成速率快，与空位浓度有关，可以近似为均匀形核。均匀的空位和空位群可成为G.P区的形核优先位置，增加空位浓度和寿命可获得大而多的G.P区， G.P区的形核和分布也相对均匀。（4）形成有两种机制：Spinodal分解和正常的形核长大过程。本质：有两个观点，i、认为富集溶质原子的基体固溶体，不是一个真正的脱溶相，原因在于

18、点阵相同，无界面，形成不需要孕育期，ii、认为是一个真正的脱溶相，原因：与成分起伏不同， 可长期稳定，可以随时间延长而聚集长大，有自己的成分，成分与合金成分没有直接关系，这些与一般的成分起伏（偏聚）不同，而更像脱溶。目前，更多的人认为是脱溶相， 从热力学观点来看，可以认为它是一个亚稳定的脱溶相，在相图上有自己的固溶度曲线相。/GP区p 过渡相特点：F 从过渡相到平衡相的过程中，可能会存在多个过渡相；F 结构介乎于基体与平衡相之间，成分也如此，形核功小；（结构可能与基体、平衡相的不同，也可能相同。）F 常与基体呈共格或部分共格界面，并有一定的晶体学位向关系；F 结构、成分（与GP区/基体的相比）

19、与基体相差较大，趋向于在位错位错、小角度晶界、堆垛层错、空位团等缺陷处不均匀形核，也可以在GP区中形核，但形核率主要受位错密度控制；F 脱溶相的形状主要受界面能和应变能影响，也受扩散的方向性和各向异性等因素的影响。p 平衡相特点：F 在更高温或更长时间下形成，稳定，结构、成分都处于平衡状态；F 一般与基体不共格，但也具有一定晶体学位向关系；F 形核功大，往往为不均匀形核，其中以晶界或其它较明显的晶格缺陷处形核居多。p 脱溶相，不论是平衡相还是过渡相，连续脱溶时多呈片、针状或球状；有时也会呈现出魏氏组织形态。p 各个脱溶相之间的相互关系 尚无定论。尚无定论。过渡相或平衡相的形核长大与GP区的形成

20、无直接关系。 较不稳定向稳定相转变的发展途径可能存在三种情形： 独立形核 较稳定的形成，较不稳定的溶解，不同条件下率先形成不同相。 晶格改组 较不稳定的相经晶格重组变为较稳定的相。 条件：结构差不大才有可能。 实例：Al-Cu合金的G.P， ，或者 G.P（也是可能的）。 原位形核 较稳定的相在较不稳定的相中形核，然后长大。 例：Al-Zn-Mg系合金人工时效时G.P; 铍青铜中G.P 较不稳定相较稳定相p Al-Cu中各种脱溶相 Al-Cu合金中有两个过渡相：G.P区、(需电镜观察)、和（可用光镜观察）。（H.K.Hardy认为 =G.P（II），Al-Ag合金中也有G.P(I)和G.P(I

21、I)之争。）G.P 区立方，a=b=c=0.404nm 正方, a=b=0.404nm, c=0.768nm 正方, a=b=0.404nm, c=0.580nm 正方, a=b=0.607nm, c=0.487nm在透射电镜下， G.P和的形貌相似，但由于共格应变大，有更强的衍射效应（接近真正的脱溶相）。有孕育期，G.P几乎没有。p 脱溶序列的热力学与动力学分析（1）L + TABGBAG G G + +G.PGGPGGPG G 溶解度情况p 脱溶序列的热力学与动力学分析（2）脱溶序列分析热力学动力学说明成分不同，温度不同，脱溶序的完整性不同，脱溶情况不同 ：i、成分高，脱溶序更完整；ii、

22、温度高，难出现GP区，温度低，只停留在GP区或亚稳向阶段。不完整；iii、 只有一定温度范围内才能观察到完整的脱溶序列。p 脱溶序列的热力学与动力学分析（3）实例 Al-Cu系合金合乎上述规律。GP区、亚稳相、平衡相可能同时出现。p 总之，实际合金脱溶序列是相当复杂的，其复杂性表现在： 各合金系脱溶序列不一定相同，有的合金不一定出现GP区或亚稳相； 同一系不同成分的合金，在同一温度下时效，可能有不同脱溶序列，过饱和度大的更易出现出现GP区或亚稳相； 同一成分合金，时效温度不同，脱溶序列也不一样，温度高，可能不出现亚稳相，温度低，可能停留在亚稳阶段； 同一合金在一定的温度下时效，同一时刻，多晶体

23、各个部分可能出现不同的脱溶产物，也就是说，GP区、亚稳相、平衡相可能同时出现。 但脱溶序有时十分重要，需弄清。这是固态相变研究的重要内容之一。基体基体 合合 金金脱脱 溶溶 序序 列列AlAl-AgG.P（spheric）（flake） （Ag2Al）Al-Mg-SiG.P（pole） （Mg2Si）Al-CuG.P（plate）（plate） （CuAl2）CuCu-BeG.P（plate） (2)（CuBe）FeFe-C(pure Fe)s.s.s (carbide，plate） Fe3C(Lath)NiNi-Cr-Al-Tis.s.s (Cubic) (Ni3(Ti,Al)p 脱溶相的粗

24、化 脱溶相形核，然后聚集长大，当达到相图上杠杆定律所确定的体积分数时，长大并没停止。而是在体积分数不变的条件下继续以“以大吃小”的模式粗化，使体系自由能下降。 脱溶相的粗化（聚集）过程， Ostwald ripening processB浓度高B浓度低消失长大脱溶后第二相质点尺寸不均，保温温度提高，时间延长，会发生粗化，粗化的驱动力是大小质点的自由能差（界面能差），从而出现以大吃小的竞争，实现粗化。小大扩散G.W.Greenwood公式)(9802303ttkTCVDrrV 脱溶相的摩尔体积GBAC0CrCCrCrGGGp 回归现象 现象：在硬铝中，将自然时效的硬铝迅速加热到约250保留20-

25、60s，迅速冷却，则合金性能恢复到淬火状态。 推广：经低温时效的合金，在高温（低于固溶度曲线）下段时间加热，性能恢复到淬火状态的现象。 实质：GP区溶解，过渡相及平衡相来不及溶解。定义：把经低温时效的合金放在较高温度（低于固溶处理温度）下短时保温并迅速冷却，合金的硬度将立即下降到与刚淬火时差不多。这种现象称为回归。其实，合金的其他性质也有类似变化。GP硬度时间时间时间回归回归自然时效自然时效自然时效 原因：亚稳相平衡图利用不同亚稳相在不同时效温度的消长规律不同，存在时间差。21L + TAlC0T1T0 + +G.P + Cu大致相当大致相当回归热处理硬铝铆钉铆好后再整体淬火时效，难、有害（尤

26、其是三种材料不相同）；铆钉淬火(自然时效) 板材淬火时效处理好 （195 人工时效）铆接，局部加热(100 )，时效回归时效，增强100 不影响达到目的p回归现象在工业上有一定的实际意义飞机蒙皮铆接，硬铝铆钉，可利用回归热处理来恢复塑性，铆接后再时效，避免整体淬火。零件弯曲、卷边、整形和修复，用回归热处理来恢复塑性，避免淬火；回归回归-再时效再时效RRA（Retrogression and Re-aging)）或）或T77热处理工艺，热处理工艺，使超高强铝合金，在保证高强度的同时，具有好的韧性和抗晶间腐蚀能力。 （RRA实质上是三级时效，Cina于1974年发明的一种热处理工艺。RRA包括4个

27、基本的步骤:1)正常状态的固溶处理和淬火;2)进行T6态的峰值时效;3)在高于T6态处理温度而低于固溶处理的温度下进行短时加热,即回归处理;4)再进行T6态时效;经过RRA处理后,合金在保持T6态强度的同时拥有T73态的抗SCC性能。）p问题 回归处理温度需高于原先时效温度；温度相差大，回归快且彻底，回归处理时间短，难控制 回归过程中，GP区、 重溶，有的亚稳相可能难重溶（尤其是晶界处的），故不能完全回到淬火态，多少存在不可逆的变化。晶界相控制不好，达不到RRA的效果，反而有害。 5. 5 脱溶产物的组织特征脱溶产物的组织特征p脱溶过程存在多阶段性，脱溶相的结构类型，形状、大小以及分布状况，都

28、反映出不同的脱溶组织特点：脱溶相/基体相界面结构（略）脱溶相的形状（略）脱溶相的分布调幅组织（略）连续脱溶组织 普通脱溶（理想）和局部脱溶（PFZ）不连续脱溶组织时效后的组织特征（1）过饱和固溶体分解-原子扩散过程；脱溶程度、脱溶相结构、脱溶相弥散度、形状等；合金成分、时效工艺、时效前工艺等。1、 时效后脱溶相 与基体界面关系：完全共格、部分共格、非共格2、脱溶相的形状球形、椭球形、盘片、杆、立方体等形状影响因素：界面能、应变能 完全共格或部分共格：错配度，小于3%（界面能最小原理，等轴） 大于5%（应变能最小原理，盘片） 非共格：无共格应变能，但又比容应变能和界面能。 各种形状的G.P区连续

29、脱溶不连续脱溶（暂略）普遍脱溶局部脱溶时效后的组织特征（2）3、脱溶相的分布脱溶在整个体积内各个部分进行，随机分布，但由于各部位能量等条件不同，可能会出现不同形核和生长速率；脱溶相生长，其周围基体的浓度与点阵常数连续变化；在整个转变过程中，母相基体的晶粒外形和取向不变。脱溶区与未脱溶区存在明显的界面，成分、晶格有突变；母相位向发生改变；脱溶物呈片状，多为平衡相或近平衡相；从晶界开始向晶内发展，又称界面反应；位向关系与未长入的晶粒有关。 在整个固溶体中普遍发生脱溶，并析出均匀分布的脱溶相，调幅组织可以认为是其中一个特例。这是理想的一种情况。力学性能、耐蚀性都好。优先于晶界、滑移带、夹杂物分界面以

30、及其它晶体缺陷等处形核，而局部出现特别脱溶组织。不利于力学性能、耐蚀性。无沉淀带（无脱溶相区）III脱溶区未脱溶区p无沉淀带（无脱溶相区, Precipitition Free Zone,PFZ）2d相界晶界晶界无沉淀带是局部脱溶所伴随的现象之一。在光镜下可能看不清，在电镜下就很明了了。低倍电镜下，为白带，白带中间平行存在一条窜着粗大颗粒的线。在高倍下观察，在晶界附近无第二相析出。除了晶界外，在其他的界面附近也可能出现。 （1）现象（2）机制i、贫溶质机制界面处优先脱溶（能量高、成分偏析、溶质易运输通道等），吸收界面附近的溶质原子，造成界面附近一定范围内溶质原子贫乏，在某个范围内溶质浓度低于脱

31、溶极限浓度，无法脱溶，在界面附近形成无沉淀析出带。ii、贫空位机制晶界既是空位源，也是空位“陷阱 ” （尾闾）。淬火后材料中产生大量的空位，理想状况是均匀分布，然而，在界面附近的会涅灭于界面，空位浓度降低，甚至造成在一定范围内空位贫乏（故扩散难，空位团形成难，） ，而第二相析出（尤其是GP区）需要达到一定的浓度，即超过临界空位浓度，低于此质，无法析出，在界面附近形成无沉淀析出带。iii、两种机制共同作用通常，高温时效以i为主，低温以ii为主。淬火时效工艺参数的影响规律：淬火温度高，PFZ窄；淬火冷却速率大，PFZ窄；时效温度高，PFZ窄。当淬火条件相同时，时效温度高，第二相析出（溶质扩散、新相

32、形核）对空位浓度要求低，所要求的临界空位浓度小。如图所示。但是，需注意的是，时效温度低，固溶体过饱和度增加，脱溶驱动力大，所要求的临界空位浓度也小。具体问题具体分析。解释：淬火温度高，空位浓度高，晶界空位浓度分布如图所示（相同的时效）距晶界的距离空位浓度T1 quenchingT2 quenching12TTCcd1d2距晶界的距离空位浓度T2 ，quenching at high cooling rate T2 ，at low cooling rate Ccd1d2 淬火冷却快，空位保留得好，浓度高，晶界空位浓度分布如图所示（相同的时效）距晶界的距离空位浓度q u e n c h i n g

33、 i n t h e s a m e condition ， ageing at low temperature ,T1 q u e n c h i n g i n t h e s a m e condition ， ageing at high temperature ,T2CC2d1d2 CC1（3）无沉淀带的利与害有害论：PFZ强度低，塑性变形易集中，使变形局域化，过早损伤、断裂；PFZ存在，造成晶界与基体间电化学性质差异，同时，塑性变形区与基体相比，可能成为微电池阳极，易发生应力腐蚀和晶间腐蚀断裂。有益论： 软区，塑性好，可松弛应力，消除应力集中，阻止裂纹源产生，有利于提高韧性，提高抗

34、应力腐蚀能力。显然，这是矛盾的，到底是好是坏，要具体分析。一般认为是坏的，需防止。 （4）无沉淀带的防止i、 改变淬火时效工艺；ii、时效前适当变形，增加脱溶几率（尽量减少局部脱溶）。p不连续脱溶组织n胞状结构 胞状区包含基体相和脱溶相，但胞内基体相的浓度与胞外基体浓度在界面处有突变。n多发生于晶界 故称晶界反应，类似珠光体转变。n晶体学特征 脱溶胞与基体间界面是非共格的大角度界面，胞内的基体相、脱溶相与胞外的原始基体相亦是非共格的。脱溶胞与基体间的晶体学位向也不连续。n在一定条件下， Cu-Be, Cu-Ti, Cu-Sn, Cu-Cd, Cu-Ag, Mg-Al-Zn, Cu-Ni-Co,

35、 Fe-W, Fe-Mo, Cu-Ni-Sn 等中都会发生不连续脱溶n在一般情况下都是需要防止的。n不连续脱溶的条件晶界能高，晶界迁移能力大非均匀形核容易，界面迁移易；界面扩散系数高，体扩散速率小 相变更加依靠沿晶扩散（容易）；高的脱溶驱动力 相变驱动力大，可推动平衡相析出，脱溶多为片状平衡相。脱溶胞大多在晶界处形核，并向比邻的原始晶粒推进，直到极限或相触（有点像珠光体形成）。只有晶界处发生 不连续脱溶，而晶内发生连续脱溶珠光体不连续脱溶p不连续脱溶的利与害有害片状相无强化作用，分布于晶界，易造成晶界脆化，力求防止。p防止方法i、热处理工艺淬火温度提高（增加空位等），时效温度降低（降低晶界迁移

36、等），有利于连续脱溶。Cu-Be： 380，则多连续脱溶。因此，Cu-Be的时效温度一般不高于325-330。ii、合金成分，稳定晶界iii、增加预形变，提高体扩散能力，增加连续脱溶的形核位置（晶内形核几率）。5.6 时效前后合金性能的变化1 、 力学性能时效时间硬度（1）强度的变化一个给定的成分合金的强度与时效温度或时间的变化关系，如图所示。解析：位错与脱溶质点间的相互作用位错切割机制：（质点小、软）短程作用（界面，反相畴界）、长程作用位错绕过机制：（质点大、硬）难切割，只好绕。位错Orowan绕过过程（2）两种机制的相互作用-强化与沉淀粒子尺寸的关系2/12/1rBf12/1raf质点半径

37、强化增量材质尺寸数量分布（3）位错绕过机制： Orowan强化机制位错环绕过程如图所示。Orowan强化理论12/102/12/32ln23rafrdrGbfKbRT02ln4rRKGbTDislocation theory：K=1 for screw, K=1- for knife, is poisson coefficient, G is shear modul, b burgers vector, r0 radius of dislocation, R half of the distance between particles, f volume fraction, r radius

38、of particle.（4）切割机制强化作用（可以分为三种情况：产生新表面；有序相产生反相畴界；共格相产生弹性应力场）（以10b为界限，小于10b为短程作用； 大于10b为长程作用）界面能增加导致的额外切应力计算：2/122/32/11.1rGbfaIf the fact that dislocation will be incurvated in front of precipitate is taken into account， the above equation becomes torbA2新增面积：新增能量：Ab 1for a single particlerfrbfA3232f

39、or all particles in a unit area.反相畴界能增加导致的附加切应力计算：for ordered particles only2/122/32/128.0rbGfAi、增加新界面ii、增加反相畴界可见， 短程作用中，增加的切应力具有以下形式2/12/1rBf长程作用计算：两个应变场的相互作用2/16/52/133314.27rfbETwhere E is Youngs modul, , a function of the mismatch of lattices of the 2 phase. The other parameters have the convent

40、ional meanings. iii、附加弹性应力场因此，强度的变化多呈先升后降的变化规律（1）切绕（同一种相）；（2）Al-Cu： -SSGP区”（正方）（正方） （正方）（正方）（Al2Cu，正方）； Cu-Be： -SS GP区（”） （共格）（共格）（CuBe，立方）； Al-Li： -SS GP区（共格）（Al3Li，立方）；值得说明的是，实际合金中第二相不是单一的，如：Al-Cu-Li合金中主要有 ，至少存在两个脱溶贯序；而Al-Li-Cu- Mg合金中有 、T（Al2CuLi）、S（Al2CuMg）、Al2MgLi等，更复杂。需寻求最佳耦合点。（5）高强时效型铝合金的设计（这里

41、，仅从时效析出第二相导致沉淀强化的角度，来讨论提高铝合金的强度）i、fii、diii、共格度iv、有序度vi、界面能vii、不易粗化很难完全具备。但可兼有多项。 Al-CuAl-LiAl-Sc作业作业作业2 耐蚀性一般情况下，单相合金比多相合金更具耐蚀性（微电池作用）时效三阶段中各种腐蚀情况分析，如图所示。（1）晶间腐蚀抗力i、自然：均匀GP区晶间腐蚀抗力可以保持较高的水平；ii、人工：晶界局部脱溶，析出亚稳相，第二相/基体构成微电池体系晶间腐蚀抗力下降；iii、过时效：第二相粗化，微电池数目减小晶间腐蚀抗力提高。强度应力腐蚀抗力时效时间/温度自然、欠时效人工时效过时效晶间腐蚀抗力（2）应力腐

42、蚀抗力i、自然：GP区，易切割，一旦突破，后续位错共面滑移，塞积于某处（晶界、质点）大量位错塞积，导致应力集中（电池阳极），在腐蚀介质作用下应力集中易成为裂纹源应力腐蚀抗力下降；ii、人工：亚稳相或稳定相，不易切割，位错绕过，无应力集中应力腐蚀抗力提高；iii、过时效：第二相粗化，更加不易切割应力腐蚀抗力进一步提高。过时效有利于提高耐蚀性5.7 影响时效过程及材料性能的因素主要包括：合金成分、塑性变形、固溶处理及时效制度以及其他因素T硬化增量BC4C3C2C1C0C5C6C1 合金成分的影响主要组元：参与时效的第二相的量，如图所示。少量组元： 可溶性、不可溶性 影响第二相的溶解与析出 （包括影

43、响脱溶相的稳定）2 塑性变形的影响（时效前冷变形）有利于较高温度的脱溶；延缓较低温度下的脱溶（G.P）；晶界无沉淀带（晶内脱溶）。3 固溶处理制度的影响温度升高加速时效过程：原因：温度升高，空位浓度增加； 强化相溶解彻底，更均匀； 晶粒粗化有利于普遍脱溶。冷却速度： 固溶体的稳定性； 热应力-屈服？塑性变形？导致缺陷有利于形核？ 4 时效温度和时间的影响温度的影响：不同脱溶相的形成于长大； 是否有过时效；脱溶相与基体间的界面关系等。时间的影响：（与温度影响类似分析）T1T2T3强 度时 间t1t2其他因素：物理场如超声波、辐射等5.8 淬火（固溶处理）与时效的工艺规程淬火包括: 加热速率与方式（炉子、介质、分级、分级温度与时间）、加热温度与保温时间加热温度与保温时间、冷却速率冷却速率与方式时效包括: 加热速率与方式（炉子、介质、分级、分级温度与时间）、加热温度与保温时间加热温度与保温时间、冷却速率与方式有时还需注意淬火时效之间的停留情况或需预处理，相应地由一些参数需确定。Tt