课题七 过饱和固溶体的脱溶沉淀
合集下载
过饱和固溶体ppt课件
0.13b ln r b
位错绕过模型
23
Thanks
24
25
Al-Cu合金合金时效图 （a）130℃ （b）190℃
2
Al-Cu合金相图
3
α0→ α1+GP区→ α2+θ”→ α3+θ’→ α4+θ
名称
实质
GP区
溶质原子 （Cu）的 偏聚区
θ”相 介稳相
θ’相 介稳相 θ相 平衡相
形
貌
界面结构
Al〈100〉晶向弹性模量小，Cu偏聚 在α相的{100}晶面，直径8nm，厚度 0.3-0.6nm。
16
1. 调幅分解的热力学条件
G ΔG2
ΔG1
X1
X2
自由能成分曲线
合金（X1）：ΔG1>0 合金（X2）：ΔG2<0
X
2G X 2
0
2G X 2
0
调幅分解的必要条件
17
2. 调幅分解的必要条件
（1）梯度能：调幅分解时，固溶体中产生尺寸很小 的溶质原子贫化区和富化区，随着分解的进行，在贫 化区和富化区之间的浓度梯度越来越大，从而影响原 子间的化学键，使原子的化学位升高，这部分能量称 为梯度能。 （2）弹性应变能：调幅分解时，固溶体的点阵常数 随化学成分变化而变化，如果贫化区和富化区保持共 格，必然使点阵畸变而引起共格应变能。
梯度能和弹性应变能都是调幅分解的阻力，驱动 力必须大于阻力，才能发生调幅分解。
18
六. 沉淀Cr Ce exp 2 V / RTr
Cr :界面处母相浓度 Ce : 母 相 平 衡 浓 度
： 界 面 能
V： 沉 淀 相 摩 尔 体 积 R： 气 体 常 数 T： 温 度
位错绕过模型
23
Thanks
24
25
Al-Cu合金合金时效图 （a）130℃ （b）190℃
2
Al-Cu合金相图
3
α0→ α1+GP区→ α2+θ”→ α3+θ’→ α4+θ
名称
实质
GP区
溶质原子 （Cu）的 偏聚区
θ”相 介稳相
θ’相 介稳相 θ相 平衡相
形
貌
界面结构
Al〈100〉晶向弹性模量小，Cu偏聚 在α相的{100}晶面，直径8nm，厚度 0.3-0.6nm。
16
1. 调幅分解的热力学条件
G ΔG2
ΔG1
X1
X2
自由能成分曲线
合金（X1）：ΔG1>0 合金（X2）：ΔG2<0
X
2G X 2
0
2G X 2
0
调幅分解的必要条件
17
2. 调幅分解的必要条件
（1）梯度能：调幅分解时，固溶体中产生尺寸很小 的溶质原子贫化区和富化区，随着分解的进行，在贫 化区和富化区之间的浓度梯度越来越大，从而影响原 子间的化学键，使原子的化学位升高，这部分能量称 为梯度能。 （2）弹性应变能：调幅分解时，固溶体的点阵常数 随化学成分变化而变化，如果贫化区和富化区保持共 格，必然使点阵畸变而引起共格应变能。
梯度能和弹性应变能都是调幅分解的阻力，驱动 力必须大于阻力，才能发生调幅分解。
18
六. 沉淀Cr Ce exp 2 V / RTr
Cr :界面处母相浓度 Ce : 母 相 平 衡 浓 度
： 界 面 能
V： 沉 淀 相 摩 尔 体 积 R： 气 体 常 数 T： 温 度
过饱和固溶体的分解(二)
(2)
θ ′′ 相
随着时效时间的延长， 随着时效时间的延长，将形成介稳相 θ ′′
主要特征：
其厚度为2～ 其厚度为 ～10nm，直径为 ～150nm，成分接近 ，直径为30～ ，成分接近CuAl2，具有正方点阵 ，
a=b=0.404nm（与基体点阵常数一致）, c=0.78nm 。 （与基体点阵常数一致）
θ ′′ 与基体呈
共格状态， 共格状态，并 产生弹性应变， 产生弹性应变， 这种共格应变 是导致合金强 是导致合金强 的重要原因。 化的重要原因。
高， 随着时效时间的延长与温度的升高，将析出介稳相 θ ′。
主要特征：
它同样具有正方点阵， 成分近似CuAl2 ，与基 它同样具有正方点阵，a=b=0.404nm, c=0.58nm,成分近似 成分近似 体半共格，优先在位错处形核。 半共格，优先在位错处形核。
θ ′′
相的加热回溶． 相的加热回溶．
主要用途：
三、沉淀方式
1、连续沉淀：沉淀过程中邻近沉淀物的母相溶质浓度连续变化。 、连续沉淀：沉淀过程中邻近沉淀物的母相溶质浓度连续变化。
主要特点： 主要特点：
当沉淀相的结构及点阵常数与母相相近时，沉淀相与母相可能形成共 当沉淀相的结构及点阵常数与母相相近时，沉淀相与母相可能形成共 半共格界面，并与母相有一定的取向关系，而且多呈现针状 条状， 针状或 格或半共格界面，并与母相有一定的取向关系，而且多呈现针状或条状， 相互按一定的交角分布． 相互按一定的交角分布． 当沉淀相与母相的结构相差较大时，它们之间的界面不共格时， 当沉淀相与母相的结构相差较大时，它们之间的界面不共格时，沉淀 相一般呈等轴状或球状，与母相无取向关系． 相一般呈等轴状或球状，与母相无取向关系． 连续沉淀过程还可能呈局部沉淀，沉淀相沿着晶界，位错及 连续沉淀过程还可能呈局部沉淀，沉淀相沿着晶界，位错及半共格孪 晶界 晶界，滑移带等处择优析出－－－因为需要的过冷度较小 等处择优析出－－－因为需要的过冷度较小． 晶界，滑移带等处择优析出－－－因为需要的过冷度较小．
第7章 过饱和固溶体的脱溶分解
29
5、α相的再结晶（ 400℃以上 ）
当回火温度升高后，F基体将发生回复 （1）回复和晶粒长大 低、中碳钢的淬火M中有大量的位错，这些位错在回复初 期将通过滑移和攀移使得部分消失。同时有部分板条界面 消失，相邻板条合并成宽的板条。剩余的位错相互缠结成 胞块。400℃以上时，回复非常明显，板条形状丌明显，只 能看到边界丌清晰的亚晶块。但是有碳化物钉扎晶界，丌 会出现再结晶的现象。 高碳钢主要为孪晶型M，在250℃以上回火时孪晶开始消失， 到400℃以上时孪晶完全消失，保留片状M的特征成为回火 托氏体，在600℃以上回火时，片状M特征消失得到的组织 成为回火索氏体
34
三、合金钢在回火时力学性能变化的特点
合金元素对回火转变和组织性有很大影响，可归纳为三 个方面：
① 延缓钢的软化，即提高淬火 钢的回火抗力；
原因：合金与C及F的相互作用， 影响C的扩散和M的分解从而 提高回火抗力 ② 发生二次硬化现象；
原因：析出的合金碳化物的弥散 强化
③ 影响钢回火后的脆性。
35
第七章 过饱和固溶体的脱溶分解
脱溶分解：由过饱和固溶体析出新相或形成原子偏聚的过 程。 条件：固溶体的溶解度随温度的降低发生变化。
得到过饱和固溶体的方法：将合金加热到固溶线以上一定温 度保温足够时间，得到均匀的单相固溶体，然后快冷至室温， 即可得到过饱和固溶体。这个过程称为固溶处理。
过饱和固溶体的分解方法：将经固溶处理的合金加热到固溶 线一下某一温度保温一定时间，可实现过饱和固溶体的分解。 这一过程称为时效。 时效： 自然时效 T=室温 人工时效 T>室温 时效强化-沉淀强化
在100℃以下回火时，铁及合金元素的原子难以扩散，但C、 N等间隙原子尚可进行短距离的近程扩散。当C、N原子扩 散到微观缺陷处后，将降低马氏体的能量。因此，马氏体 中过饱和的C、N原子将向微观缺陷处偏聚。
5、α相的再结晶（ 400℃以上 ）
当回火温度升高后，F基体将发生回复 （1）回复和晶粒长大 低、中碳钢的淬火M中有大量的位错，这些位错在回复初 期将通过滑移和攀移使得部分消失。同时有部分板条界面 消失，相邻板条合并成宽的板条。剩余的位错相互缠结成 胞块。400℃以上时，回复非常明显，板条形状丌明显，只 能看到边界丌清晰的亚晶块。但是有碳化物钉扎晶界，丌 会出现再结晶的现象。 高碳钢主要为孪晶型M，在250℃以上回火时孪晶开始消失， 到400℃以上时孪晶完全消失，保留片状M的特征成为回火 托氏体，在600℃以上回火时，片状M特征消失得到的组织 成为回火索氏体
34
三、合金钢在回火时力学性能变化的特点
合金元素对回火转变和组织性有很大影响，可归纳为三 个方面：
① 延缓钢的软化，即提高淬火 钢的回火抗力；
原因：合金与C及F的相互作用， 影响C的扩散和M的分解从而 提高回火抗力 ② 发生二次硬化现象；
原因：析出的合金碳化物的弥散 强化
③ 影响钢回火后的脆性。
35
第七章 过饱和固溶体的脱溶分解
脱溶分解：由过饱和固溶体析出新相或形成原子偏聚的过 程。 条件：固溶体的溶解度随温度的降低发生变化。
得到过饱和固溶体的方法：将合金加热到固溶线以上一定温 度保温足够时间，得到均匀的单相固溶体，然后快冷至室温， 即可得到过饱和固溶体。这个过程称为固溶处理。
过饱和固溶体的分解方法：将经固溶处理的合金加热到固溶 线一下某一温度保温一定时间，可实现过饱和固溶体的分解。 这一过程称为时效。 时效： 自然时效 T=室温 人工时效 T>室温 时效强化-沉淀强化
在100℃以下回火时，铁及合金元素的原子难以扩散，但C、 N等间隙原子尚可进行短距离的近程扩散。当C、N原子扩 散到微观缺陷处后，将降低马氏体的能量。因此，马氏体 中过饱和的C、N原子将向微观缺陷处偏聚。
材料科学基础过饱和固溶体的分解
沉淀过程中邻近沉淀物的母相溶质浓度连续变 化。多呈针状或条状，相互按一定交角分布。
2.不连续沉淀
从过饱和固溶体中同时形成饱和的固溶体 与相,两相耦合生长。饱和的相和母相之 间溶质浓度不连续。不连续沉淀物通常在 界面形核。
固态相变
三、沉淀强化机制
通过热处理实现的强化，称为沉淀强化、析出 硬化或时效硬化;通过粉末烧结实现的强化， 称为弥散强化、颗粒强化。本质上都是由于分 散性颗粒与位错交互作用而产生的强化。
位于失稳分界线之外（介稳态区）的 固溶体，成分的微量起伏都会引起系统自由 焓的上升，因而不能发生调幅分解。
固态相变
2.调幅结构与材料性能
在许多合金（如Al基、Ni基、Cu基和Fe基 合金等）和玻璃系观察到了调幅分解。
将硬磁合金放在磁场中进行调幅分解处理， 可获得方向性较强的调幅结构，使合金的硬磁 性能提高。
机制： 1.切过机制 2.绕过机制
固态相变
四、调幅分解
分解时无形核阶段，是通过自发的成分涨落， 通过上坡扩散是溶质成分的波幅不断增加， 分解成结构均与母相相同，但成分不同的两 种固溶体。
固态相变
1. 热力学条件
非稳态区内，任何微量的成分起伏都 会使系统的自由焓下降，意味着位于失稳分 解线以内（非稳态区）的固溶体发生分解不 存在热力学势垒，无需形核便会以调幅分解 的方式使成分波幅不断增大。
时效过程中，最大强化效果是在″析出阶 段，当′大量形成时，硬度开始下降，称 为过时效。
回归现象： 时效强化后的Al－Cu合金，加热到稍高温 度，短时保温再迅速冷却，时效硬化效果 基本消失，硬度和塑性基本恢复到固溶处 理状态，称为回归。实质是GP区和″的加 热回溶。
固态相变
二、沉淀方式
1.连续沉淀
2.不连续沉淀
从过饱和固溶体中同时形成饱和的固溶体 与相,两相耦合生长。饱和的相和母相之 间溶质浓度不连续。不连续沉淀物通常在 界面形核。
固态相变
三、沉淀强化机制
通过热处理实现的强化，称为沉淀强化、析出 硬化或时效硬化;通过粉末烧结实现的强化， 称为弥散强化、颗粒强化。本质上都是由于分 散性颗粒与位错交互作用而产生的强化。
位于失稳分界线之外（介稳态区）的 固溶体，成分的微量起伏都会引起系统自由 焓的上升，因而不能发生调幅分解。
固态相变
2.调幅结构与材料性能
在许多合金（如Al基、Ni基、Cu基和Fe基 合金等）和玻璃系观察到了调幅分解。
将硬磁合金放在磁场中进行调幅分解处理， 可获得方向性较强的调幅结构，使合金的硬磁 性能提高。
机制： 1.切过机制 2.绕过机制
固态相变
四、调幅分解
分解时无形核阶段，是通过自发的成分涨落， 通过上坡扩散是溶质成分的波幅不断增加， 分解成结构均与母相相同，但成分不同的两 种固溶体。
固态相变
1. 热力学条件
非稳态区内，任何微量的成分起伏都 会使系统的自由焓下降，意味着位于失稳分 解线以内（非稳态区）的固溶体发生分解不 存在热力学势垒，无需形核便会以调幅分解 的方式使成分波幅不断增大。
时效过程中，最大强化效果是在″析出阶 段，当′大量形成时，硬度开始下降，称 为过时效。
回归现象： 时效强化后的Al－Cu合金，加热到稍高温 度，短时保温再迅速冷却，时效硬化效果 基本消失，硬度和塑性基本恢复到固溶处 理状态，称为回归。实质是GP区和″的加 热回溶。
固态相变
二、沉淀方式
1.连续沉淀
热处理工程基础第七章过饱和固溶体的脱溶分解
Al-4Cu合金在130℃时效过程中的硬度曲线，图中示出不同析出相的贡献
脱溶过程热力学分析
温度较高，相将首先
转变成；
温度略低，将首先转变
成。(但不形成GP和)，
这 是 图 7-2 中 较 高 温 度 时 效
时，最大硬度较低且没有硬
度平台的原因。
回归P区后，升温到和相区，
综上：回火温度提高， M中过饱和碳不断以碳化物 形式析出，M含碳量不断下 降，含碳量不同的M，含碳 量趋于一致，向平衡状态 过渡。这种经过低温分解 以后的马氏体称为回火马 氏体。
钢回火过程中，M中碳含量的变化
3. 残留奥氏体AR的转变（回火第二阶段，200~300℃）
碳钢及低合金钢中，C≧0.4%时，就有AR存在。回火时AR转变仅对中、 高碳钢有意义，尤其高速钢、高铬钢、镍铬渗碳钢的渗层等高碳高合金钢， AR可达30~40%以上。
（1）高碳M分解：X射线结构分析，测1.4%C的M正方度与 回火温度的关系
≦125℃ 时 ， 相 两 种 正 方 度 ： 未 回 火 的 淬 火 高 碳 M(c/a= 1.062～1.054)，1.4%～1.2%C；低碳M(c/a= 1.012～1.013)， 0.27%～0.29%C，双相分解←碳原子只能近距离扩散。碳原 子富集区析出的碳化物晶核，依靠周围相提供碳原子，长大 成碳化物颗粒，其周围形成低碳区。M继续分解依赖其他高碳 区析` 出新的碳化物颗粒。高碳区越来越少，低碳区越来越多； 当高碳区完全消失时，分解即告结束。
表7-2 1.4%C马氏体回火时点阵常数和含碳量的变化
回火温度 ℃
回火时间
点阵常数（Å）
a
c
正方度 c/a
C%
20
20年 2.846 2.880, 3.02 1.012, 1.061 0.27, 1.4
脱溶过程热力学分析
温度较高，相将首先
转变成；
温度略低，将首先转变
成。(但不形成GP和)，
这 是 图 7-2 中 较 高 温 度 时 效
时，最大硬度较低且没有硬
度平台的原因。
回归P区后，升温到和相区，
综上：回火温度提高， M中过饱和碳不断以碳化物 形式析出，M含碳量不断下 降，含碳量不同的M，含碳 量趋于一致，向平衡状态 过渡。这种经过低温分解 以后的马氏体称为回火马 氏体。
钢回火过程中，M中碳含量的变化
3. 残留奥氏体AR的转变（回火第二阶段，200~300℃）
碳钢及低合金钢中，C≧0.4%时，就有AR存在。回火时AR转变仅对中、 高碳钢有意义，尤其高速钢、高铬钢、镍铬渗碳钢的渗层等高碳高合金钢， AR可达30~40%以上。
（1）高碳M分解：X射线结构分析，测1.4%C的M正方度与 回火温度的关系
≦125℃ 时 ， 相 两 种 正 方 度 ： 未 回 火 的 淬 火 高 碳 M(c/a= 1.062～1.054)，1.4%～1.2%C；低碳M(c/a= 1.012～1.013)， 0.27%～0.29%C，双相分解←碳原子只能近距离扩散。碳原 子富集区析出的碳化物晶核，依靠周围相提供碳原子，长大 成碳化物颗粒，其周围形成低碳区。M继续分解依赖其他高碳 区析` 出新的碳化物颗粒。高碳区越来越少，低碳区越来越多； 当高碳区完全消失时，分解即告结束。
表7-2 1.4%C马氏体回火时点阵常数和含碳量的变化
回火温度 ℃
回火时间
点阵常数（Å）
a
c
正方度 c/a
C%
20
20年 2.846 2.880, 3.02 1.012, 1.061 0.27, 1.4
第七章合金的脱溶沉淀与时效知识分享
Ni，因碳极低，所以为铁基合金。 特点：淬透性极高，空冷或炉冷均可得到板条马氏体。
强度、硬度较低（HRC30，因C量低），成型性能 好。 时效强化效应，时效后屈服强度为： 1400~3500MPa. 二．铁基合金中的淬火时效 1.铁素体中合金K脱溶 2.奥氏体钢淬火时效现象
§7.6合金的调幅分解
调幅分解定义：由过饱和固溶体分 解产生两种结构相同，成分不同的 固溶体（但一个为溶质富化，一个 为溶质贫化），这种分解按扩散--偏聚机构进行的固态相变。 一．热力学条件 成分在拐点之间的合金（G-C曲线 下凹） 换句话：只有在的范围内的合金才 能进行调幅分解，即RKV范围内。
度越快 （2）溶质浓度的影响 （3）微量元素 3.固溶处理工艺的影响：温度、时间、冷速
§7.3 脱溶后的显微组织
一、连续脱溶及其显微组织 二、非连续脱溶及其显微组织
§7.4合金时效时的性能变化
1.硬度变化 2.时效硬度变化因素 （1）时效过程中固溶体
脱溶，过饱和度下降， 固溶强化降低； （2）基体发生回复与再 结晶； （3）新相的析出。
二．调幅分解过程
是纯扩散过程，一般脱溶分解是下坡扩散，即高浓度向 低浓度扩散，而调幅分解是上坡扩散，低浓度向高浓度 扩散。 三．组织、结构、性能 1.结构特点：分解产物与母相晶体结构相同，仅成分不 同，故新相与母相始终保持共格关系。 2.组织特点：因新相与母相在分解过程中，始终保持共 格关系，必然产生应力场，应变能增加。 （1）择优取向析出 (2)弥散C曲线的形式
形成GP区、过渡相、平衡相需要孕育期；
温度越高，过饱和度下降；
例：T1温度：GP区→β´→β
T2温度：β´→ β
T3温度：β
CAexp( W) KT
强度、硬度较低（HRC30，因C量低），成型性能 好。 时效强化效应，时效后屈服强度为： 1400~3500MPa. 二．铁基合金中的淬火时效 1.铁素体中合金K脱溶 2.奥氏体钢淬火时效现象
§7.6合金的调幅分解
调幅分解定义：由过饱和固溶体分 解产生两种结构相同，成分不同的 固溶体（但一个为溶质富化，一个 为溶质贫化），这种分解按扩散--偏聚机构进行的固态相变。 一．热力学条件 成分在拐点之间的合金（G-C曲线 下凹） 换句话：只有在的范围内的合金才 能进行调幅分解，即RKV范围内。
度越快 （2）溶质浓度的影响 （3）微量元素 3.固溶处理工艺的影响：温度、时间、冷速
§7.3 脱溶后的显微组织
一、连续脱溶及其显微组织 二、非连续脱溶及其显微组织
§7.4合金时效时的性能变化
1.硬度变化 2.时效硬度变化因素 （1）时效过程中固溶体
脱溶，过饱和度下降， 固溶强化降低； （2）基体发生回复与再 结晶； （3）新相的析出。
二．调幅分解过程
是纯扩散过程，一般脱溶分解是下坡扩散，即高浓度向 低浓度扩散，而调幅分解是上坡扩散，低浓度向高浓度 扩散。 三．组织、结构、性能 1.结构特点：分解产物与母相晶体结构相同，仅成分不 同，故新相与母相始终保持共格关系。 2.组织特点：因新相与母相在分解过程中，始终保持共 格关系，必然产生应力场，应变能增加。 （1）择优取向析出 (2)弥散C曲线的形式
形成GP区、过渡相、平衡相需要孕育期；
温度越高，过饱和度下降；
例：T1温度：GP区→β´→β
T2温度：β´→ β
T3温度：β
CAexp( W) KT
第七章脱溶及时效
1、1）B 2）A 3）C 4）B 2、1）固溶 2）沉淀强（硬)化或时效 强（硬）化 3）有能、内应力的改变 等，这种热处理工艺，称为时效。 人工时效 自然时效
固溶处理与时效工艺示意图
时效硬化
脱溶是固溶处理的逆过程，溶质 原子在固溶体点阵中的一定区域内将析 出，聚集，形成新相。在脱溶过程中， 随着时间的延长，合金的强度，硬度会 提高，此称时效硬化
第七章 脱溶及时效 §7－1 概述
固溶处理
固溶处理是将钢或合金加热到一定的较 高温度，使得溶质（碳或合金元素）溶 入固溶体中，然后以较快的速度冷却下 来，得到过饱和状态的固溶体或过饱和 的新相。
脱溶（或沉淀）
经过固溶处理而得到的固溶体或新相大 多是亚稳的，在室温保持一段时间或者 加热到一定温度，过饱和相将脱溶而分 解，析出沉淀相，故有的文献中称其为 沉淀。
Al-Cu合金G.P 区及其周围晶格的畸变示 意图
G.P区的分布，数量
G.P区大多是比较均匀地弥散分布在α基 体中，平均来说，在单位体积的α中， 可形成高达1018个G.P区，即其密度可达 到1018／厘米3 。当在不同温度进行人工 时效时，G.P区的尺寸和密度都会随之 而发生变化。一般来说，时效温度升高， G.P区的尺寸会增大些，而其密度将减 少。
不连续脱溶：
与连续脱溶正好相反，脱溶相β一旦在α相中 的特定地区（如晶界）析出，仅仅引起母相 局部地区成分的改变，并且在此脱溶微区内 达到两相成分和数量的平衡或介稳平衡，形 成区别于母相其他地区的胞状脱溶区。这种 脱溶过程的继续是这种两相向未发生成分变 化的母相中生长。这种现象称为非连续脱溶。 所得组织与共析组织（或珠光体组织）很相 似。
自测题 试卷 1、选择题 1）过饱和固溶体时效时的脱溶分解是是一种（ ）型相变。 A.共格切变 B.扩散 C.自由驱动 D.非共格切变 2）G.P.区发生在室温或者低温下时效的初期，其形成速度 ，分布 。 （ ） A.很快 均匀 B.很慢 不均匀 C.很快 不均匀 D.很慢 均匀 3）G.P.区与母相 ，界面能 。 （ ） A．共格 较大 B.非共格 较大 C.共格 较小 D.非共格 较小 4）超过极大值后硬度下降称为（ ）。 A.温时效 B.过时效 C.冷时效 D.自然时效 2、填空题 1）时效是经 处理后在室温放置或加热到溶解度曲线以下某一温度 保温，使B组元从过饱固溶体中析出的过程。 2）经过固溶处理的过饱和固溶体在室温或较高温度下等温保持时，将发 生脱溶，使合金的强度和硬度显著提高，称为 。 3）时效是 合金的普遍现象。 4）经固溶（淬火）的合金，在室温或低于溶解度曲线温度以下时效时， 会发生硬化现象，它的本质是脱溶沉淀引起的 强化
材料热处理第8章 合金脱溶沉淀与时效讲解
时效温度↑，扩散↑，析出速度快；但临界 晶核↑，数量↓，化学成分更接近平衡相， 固溶体过饱和度↓，析出速度↓。 在一定温度范围内，可以提高温度来加快时效 过程，缩短时效时间。
2. 脱溶动力学及影中的扩散 （2）合金成分的影响 (3) 时效温度的影响 (4) 固溶处理后时效处理前的冷加工变形
相 a b c
与基体关系
母相α 4.04 4.04 4.04
4.04
4.04 4.04 5.8
θ 6.066 6.066 4.87 非共格
4.04 7.68 共格
半共格
Al-4%Cu合金的脱溶顺序
过饱和固溶体
α3
具有一定饱和度的固溶体
α2
+ G.P.区
α2 + θ′′
具有一定饱和度的固溶体
温时效：
较高的时效温度下进行， 有孕育期，然后硬度迅速上 升，达到极值后随时间延长 而下降。 （过时效） 温时效温度越高，硬度上升 速度越快，但能达到的最大 硬度值越低，越容易出现过 时效。 温时效析出的是过渡相与平 衡相。
Al-Cu合金在 130oC时效时的硬 度和析出相的关系
Al-Cu合金的时效硬化主要依靠形成G.P.区和θ′′相，而 其中尤以形成θ′′相的硬化效果最大，出现θ′相后硬度 下降。
塑性变形诱发析出； 固溶处理后 时效处理前的冷加工变形能加速时效过 程并提高时效处理后的最高硬度值； 冷加工变形能促进平衡相的析出 冷加工变形还可部分甚至全部抑制无析出区的形成
8.3 时效后的显微组织
1）连续析出及其显微组织 2）非连续析出及其显微组织 3）时效过程中的微观组织变化
10.2过饱和固溶体的脱溶分析
➢在室温或低温下时效初期出现 ➢是发生在固溶体晶格内的晶内过程，不形成新相，
取决于时效温度和合金成分 ➢GP区的形核主要是依靠浓度起伏的均匀形核
和 ：可以由GP区演化而成，
也可以直接从固溶体中析出
：过去叫G P （Ⅱ）区，认为
它也属于晶内过程，是溶质原子有 序排列的微观区，现在倾向于是一 种过渡相，有一定的晶体结构。 四方结构：a=b=4.04A, c=7.8A 与基体保持共格 成分接近CuAl2
二、调幅分解的热力学
1、Cahn连续性模型基本特点（假设）
① 溶质原子的涨落（成分起伏）呈余弦或正弦分布
C C0 Acos 2 x
②溶质原子聚集区与母相没有清晰界面 ③由连续涨落产生浓度梯度 C 的变化
x
2、非均匀固溶体的自由能（立方晶体、各向同性介质）
G g(c) k(c)2 dV V
➢在150左右便可出现 ➢四方结构：a=b=4.04A,
c=5.8A ➢与基体保持部分共格 ➢成分接近Cu2Al3.6 ➢圆盘状 ➢与基体有一定的位向关系
➢四方结构：a=b=6.06A, c=4.78A ➢与基体形成非共格界面 ➢成分CuAl2 ➢不均匀地在晶界上形核 ➢θ出现的时候合金的硬度已经下降
①脱溶驱动力大 ②当晶界不均匀成核几率大 ③晶界扩散系数大
不连续脱溶与连续脱溶的主要区别：
①前者主要析出物在晶界上，并形成胞状物 后者主要析出物在晶内，较为均匀
②前者属短程扩散 后者属长程扩散
③前者脱溶物附近成分不连续变化 后者脱溶物附近成分连续变化
④前者伴随再结晶 后者没有再结晶
4、实例：Al-(2~4.5%Cu)
②合金从单相区进入双向区
3、类型： 脱溶
连续脱溶 不连续脱溶
取决于时效温度和合金成分 ➢GP区的形核主要是依靠浓度起伏的均匀形核
和 ：可以由GP区演化而成，
也可以直接从固溶体中析出
：过去叫G P （Ⅱ）区，认为
它也属于晶内过程，是溶质原子有 序排列的微观区，现在倾向于是一 种过渡相，有一定的晶体结构。 四方结构：a=b=4.04A, c=7.8A 与基体保持共格 成分接近CuAl2
二、调幅分解的热力学
1、Cahn连续性模型基本特点（假设）
① 溶质原子的涨落（成分起伏）呈余弦或正弦分布
C C0 Acos 2 x
②溶质原子聚集区与母相没有清晰界面 ③由连续涨落产生浓度梯度 C 的变化
x
2、非均匀固溶体的自由能（立方晶体、各向同性介质）
G g(c) k(c)2 dV V
➢在150左右便可出现 ➢四方结构：a=b=4.04A,
c=5.8A ➢与基体保持部分共格 ➢成分接近Cu2Al3.6 ➢圆盘状 ➢与基体有一定的位向关系
➢四方结构：a=b=6.06A, c=4.78A ➢与基体形成非共格界面 ➢成分CuAl2 ➢不均匀地在晶界上形核 ➢θ出现的时候合金的硬度已经下降
①脱溶驱动力大 ②当晶界不均匀成核几率大 ③晶界扩散系数大
不连续脱溶与连续脱溶的主要区别：
①前者主要析出物在晶界上，并形成胞状物 后者主要析出物在晶内，较为均匀
②前者属短程扩散 后者属长程扩散
③前者脱溶物附近成分不连续变化 后者脱溶物附近成分连续变化
④前者伴随再结晶 后者没有再结晶
4、实例：Al-(2~4.5%Cu)
②合金从单相区进入双向区
3、类型： 脱溶
连续脱溶 不连续脱溶
研究过饱和固溶体的沉淀析出
课外作业及练习
1 ，试述弹性模量的测量方法。 2 ，何为内耗、滞弹性内耗、弹性后效、弹性蠕变？ 3 ，说明如何通过内耗方法测量原子扩散激活能？ 4，什么是静滞后型内耗？ 5，解释斯诺克峰的特征及其形成的物理机制。 6， 试用甄纳内耗模型解释置换式固溶体 中内耗峰形成的机
理及其形成条件。 7，试述倒扭摆测量低频内耗的原理。 8，谈谈马氏体相变内耗及模量的变化特征
• Q0-1-Qf-1为时效过程中斯诺克峰的最大变化量， 它代表着最大析出量；Q0-1-Qt-1为时效经过t秒时 斯诺克峰值的的变化量，它对应相应的析出量。
• 为了确定ω， 只要测量出各 试样时效过程 的内耗变化曲 线，并确定出 内耗峰值，按 照式上计算即 可。
Fe-N合金的时效曲线
(二）研究钢的可逆回火脆性
• 形变在位错周围产生了斯诺克气团,在位错运 动的过程中,气团中的碳(氮)原子重新分布而 引起内耗.
• 寇斯特峰与斯诺克峰存在相互消长关系. • 含碳(氮)原子的α-Fe经淬火处理后在200 ˚C出
现的内耗峰,其机制与形变峰一样.
(二）钢的可逆回火脆性
（三）确定扩散激活能与低温扩散系数
1.确定碳在α-Fe中的扩散系数：
内耗分析的应用
（一）研究固溶体的时效
• 时效动力学指出，沉淀析出的数量ω与时效时间t 的关系： ω = 1- exp[-(t/τ0)n]; n：时效指数；τ0：时效的时间常数
• J.Snoek峰值与固溶体中的间隙原子浓度成正比。 从α-Fe中沉淀析出的数量和峰值关系： ω = （Q01- Qt-1 ) /(Q0-1 - Qf-1 )
• 具有明显可逆回火脆性的0.3C-Cr-Mn-Si-2Ni钢： • 800 ˚C加热后油冷+650˚C回火1h水冷：冲击值
过饱和固溶体的脱溶沉淀
回火第四阶段（350 ℃以上）
21
（1）25-100℃ M中碳原子的重新分布
❖ Wc<0.2%， 碳原子偏聚于位错附近→柯垂尔气团
❖ Wc>0.2%， 碳原子扩散至孪晶面上→弘津气团
（2）80-250 ℃ M分解
①高碳M的分解
❖ T<125 ℃，双相分解
含C量、正方度不同
❖ T>125 ℃，单相分解
第七章 过饱和固 溶体的脱溶分解
1
❖ 1. 重要概念 ❖ 2.铝合金在时效过程中组织和性能的变化 ❖ 3.钢的回火转变 ❖ 4.调幅分解
2
1.重要概念
❖ 脱溶分解：
从过饱和固溶体中析出第二相（沉淀相）或形成溶质原子聚 集区以及亚稳定过渡相的过程。
❖ 固溶处理：
❖ 将合金加热到固溶线以上一定温度保温足够时间，获得均匀 的单相固溶体，快冷至室温得到过饱和固溶体的过程。
一定温度加热，硬度随时效时间变化， 先升后降。
时效温度越高，到达硬度最大值时间越 短，硬度最大值越低。
5
6
❖ 产生原因：第二相析出——硬度提高 ❖ 第二相尺寸过大：过时效
7
2.2 Al-Cu合金的时效过程
Al-Cu合金 室温平衡组织为：＋（Al2Cu） ＋的实际过程要经过形成三个中间 相来完成，在较低的温度下时效的脱溶沉 淀顺序为：
过饱和固溶体→形成铜原子富集区(GP区)→
铜原子富集区有序化形成θ''相→形成过渡相θ‘→析 出稳定相θ(CuAl2)+平衡的α固溶体。 ❖ 合金系不同，形成的GP区、过渡相以及最后析出 的稳定相各不相同，时效强化效果也不一样。
时效过程中，最大强化效果是在″析出阶 段，当′大量形成时，硬度开始下降，称 为过时效。
21
（1）25-100℃ M中碳原子的重新分布
❖ Wc<0.2%， 碳原子偏聚于位错附近→柯垂尔气团
❖ Wc>0.2%， 碳原子扩散至孪晶面上→弘津气团
（2）80-250 ℃ M分解
①高碳M的分解
❖ T<125 ℃，双相分解
含C量、正方度不同
❖ T>125 ℃，单相分解
第七章 过饱和固 溶体的脱溶分解
1
❖ 1. 重要概念 ❖ 2.铝合金在时效过程中组织和性能的变化 ❖ 3.钢的回火转变 ❖ 4.调幅分解
2
1.重要概念
❖ 脱溶分解：
从过饱和固溶体中析出第二相（沉淀相）或形成溶质原子聚 集区以及亚稳定过渡相的过程。
❖ 固溶处理：
❖ 将合金加热到固溶线以上一定温度保温足够时间，获得均匀 的单相固溶体，快冷至室温得到过饱和固溶体的过程。
一定温度加热，硬度随时效时间变化， 先升后降。
时效温度越高，到达硬度最大值时间越 短，硬度最大值越低。
5
6
❖ 产生原因：第二相析出——硬度提高 ❖ 第二相尺寸过大：过时效
7
2.2 Al-Cu合金的时效过程
Al-Cu合金 室温平衡组织为：＋（Al2Cu） ＋的实际过程要经过形成三个中间 相来完成，在较低的温度下时效的脱溶沉 淀顺序为：
过饱和固溶体→形成铜原子富集区(GP区)→
铜原子富集区有序化形成θ''相→形成过渡相θ‘→析 出稳定相θ(CuAl2)+平衡的α固溶体。 ❖ 合金系不同，形成的GP区、过渡相以及最后析出 的稳定相各不相同，时效强化效果也不一样。
时效过程中，最大强化效果是在″析出阶 段，当′大量形成时，硬度开始下降，称 为过时效。
第七章合金的脱溶与时效
切过析出相颗粒强化：↑应力场和表面积
绕过析出相强化：绕过时留下位错圈
回归现象：合金时效强化后，于 固溶度曲线下某个温度加热，时 效硬化现象立即消除，硬度恢复 到固溶处理状态的现象
§7.4 合金的调幅分解
固溶体分解的一种特殊形式，有一种固溶体分解为结构相同而成分不同的 两种固溶体，成份波动自动调整，分解产物只有溶质的富区和贫区
Cu原子层边缘点阵发生晶格 畸变→应力场→时效硬化
后来人们将这一Cu原子聚集区称为Guinier-Preston区，简称G.P.区 G.P.区的特点：
在过饱和固溶体的分解初期形成，形成速度快， 分布均匀 晶体结构与母相过饱和固溶体相同，与母相保持 第一类共格关系 热力学上是亚稳定的
<001>a方向材料的 弹性模数最小→Cu 原子层在(001)a面形 成
扩散速度（高107倍）
D=Aexp（-QD/kTA)•exp（-QF/kTH）
常数 空位扩散 玻尔
激活能 兹曼
计算值与试验
常数
时效 空位形成 温度 激活能
固溶 处理 温度
值基本符合
位错、层错以及晶界
等缺陷与空位作用类
似→过渡相、平衡相
的非均匀形核位置
固溶处理后快冷 将过剩空位冻结 下来→↑↑Cu的扩
实际合金
2、 非连续析出：析出物―基体相界面 两侧的基体相中溶质原子浓度是不连续的
非连续脱溶也称为胞状脱溶，脱溶时两相耦合 长大，与共析转变很类似
显微组织特征：在晶界形成界限明显的领域， 称为胞状物、瘤状物 平衡脱溶相：片状
基体：贫化的固溶体
伴随基体的 再结晶
应力诱发再结晶
二、脱溶后的材料性能的变化
间，使溶质元素(元素B)充分溶入固溶体(a相)中，然后快冷，以抑制
绕过析出相强化：绕过时留下位错圈
回归现象：合金时效强化后，于 固溶度曲线下某个温度加热，时 效硬化现象立即消除，硬度恢复 到固溶处理状态的现象
§7.4 合金的调幅分解
固溶体分解的一种特殊形式，有一种固溶体分解为结构相同而成分不同的 两种固溶体，成份波动自动调整，分解产物只有溶质的富区和贫区
Cu原子层边缘点阵发生晶格 畸变→应力场→时效硬化
后来人们将这一Cu原子聚集区称为Guinier-Preston区，简称G.P.区 G.P.区的特点：
在过饱和固溶体的分解初期形成，形成速度快， 分布均匀 晶体结构与母相过饱和固溶体相同，与母相保持 第一类共格关系 热力学上是亚稳定的
<001>a方向材料的 弹性模数最小→Cu 原子层在(001)a面形 成
扩散速度（高107倍）
D=Aexp（-QD/kTA)•exp（-QF/kTH）
常数 空位扩散 玻尔
激活能 兹曼
计算值与试验
常数
时效 空位形成 温度 激活能
固溶 处理 温度
值基本符合
位错、层错以及晶界
等缺陷与空位作用类
似→过渡相、平衡相
的非均匀形核位置
固溶处理后快冷 将过剩空位冻结 下来→↑↑Cu的扩
实际合金
2、 非连续析出：析出物―基体相界面 两侧的基体相中溶质原子浓度是不连续的
非连续脱溶也称为胞状脱溶，脱溶时两相耦合 长大，与共析转变很类似
显微组织特征：在晶界形成界限明显的领域， 称为胞状物、瘤状物 平衡脱溶相：片状
基体：贫化的固溶体
伴随基体的 再结晶
应力诱发再结晶
二、脱溶后的材料性能的变化
间，使溶质元素(元素B)充分溶入固溶体(a相)中，然后快冷，以抑制
扩散型相变——合金的脱溶沉淀与时效
其他时效硬化型合金也与Al-Cu 合金一样，出现中间亚稳的过渡相， 但不肯定都有上述几个阶段。下表 列出了几种时效硬化型合金的析出 系列。
过饱和置换固溶体→偏聚区→ 亚稳相〔共格〕→稳定相〔非共格〕
2 脱溶热力学和动力学
2.2．脱溶动力学及其影响因素
1〕等温脱溶曲线 脱溶驱动力是化学自由能差，脱
(100)θ′∥(100)α；001]θ′∥001]α
θ′相与θ″相的区别 θ′相与基体α相保持局部共格关系， 而θ″相与α相则保持完全共格关系，
这是两者的主要区别之一。
1.3平衡相的形成及其结构 随着θ′相的成长，其周围应力和
应变不断增大，弹性应变能越来越 大，肯定尺寸后共格最终破坏与α相 完全脱离，成为独立的平衡相θ。θ 相也为正方点阵，点阵常数为a＝b ＝6.066，c＝4.874。呈块状。
位错线绕过析出相示意图
绕过机制的切应力τ为：
2G/bL
L愈小，则τ愈大。析出相颗粒的 聚集长大，颗粒间距L增大，硬度 和强度下降，这就是所谓过时效。
时效硬化曲线解释如下：
1) 时效初期，G.P.区与母相保持共格关系， 具有内应变加强效应，再加上切过加强效应 而使硬度显著升高。随着时效时间的延长， G.P.区数量增多，硬度也不断升高。当G.P. 区数量到达某一平衡值时硬度不再增加，出 现一个平台。
温时效：在较高温度下发生的时 效，硬度变化规律是：开始有一个 停滞阶段，硬度上升极其缓慢，称 为孕育期，一般认为这是脱溶相形 核打算阶段，接着硬度迅速上升， 到达一极大值后又随时间延长而下 降。
温时效过程中将析出过渡相和平衡 相。温时效的温度越高，硬度上升 就越快，达最大值的时间就越短， 但所能到达的最大硬度反而就越低。
七章节合金脱溶沉淀与时效-精品
七章节合金脱溶沉淀与时效精品
§7.1 脱溶过程和脱溶物的结构
一、对比钢的淬火+回火后HRC变化曲线和AlCu合金的时效强化曲线
二、名词解释
1. 固溶：将某一成分的合金加热到单相区（α相），经 足够时间保温，使合金元素（溶质元素）充分溶解入 固溶体中，然后予以速冷，以抑制这些元素重新析出， 致室温下获得一个过饱和固溶体。
3.性能特点
（1）提高磁性能：因为组织具有方向性，且产 物为两相，它们就相当于一个个单磁畴，在外 磁场作用下，发生转动，转动至与外磁场方向 一致时，就使合金的硬磁性增大。
（2）较高强度：因组织细小弥散
4.调幅分解与脱溶分解的区别
（1）调幅分解不需要成核，不需要热激活，不 需克服势垒，一旦分解发生系统自由能连续下 降 ，所以分解是自发过程。
我院年静脉输液患者20.5万余人次，高危药品输 注患者11.2万余人次，为避免肿瘤患者长期输液带 来的血管损伤、局部组织刺激、药物外渗等不良事 件的发生，保证患者化疗全过程顺利完成，中长期 静脉治疗工具CVC及PICC在肿瘤患者静脉治疗中具 有独特的优越性，应用日益广泛，但是目前此项技 术的管理尚不完善，本院是一所三级肿瘤专科医院， 建立规范化的技术管理，确保肿瘤患者安全、顺利 完成全程化疗具有重要意义
2. 脱溶析出：从过饱和固溶体中析出（沉淀相）或形成 溶质原子聚集区及亚稳定相的过程，称为脱溶析出或 沉淀，是溶解的逆过程。
3. 时效：合金在脱溶过程中，其力学、物理、化学性能 均随之发生变化的现象。
4.时效硬化（沉淀强化）：时效析出过程中，合金中的 强度、硬度逐渐升高的过程。
我院静脉治疗现状
CVC(中心静脉导管)
锁骨下静脉、颈内 静脉、股静脉，尖 端位于上（或下） 腔静脉
§7.1 脱溶过程和脱溶物的结构
一、对比钢的淬火+回火后HRC变化曲线和AlCu合金的时效强化曲线
二、名词解释
1. 固溶：将某一成分的合金加热到单相区（α相），经 足够时间保温，使合金元素（溶质元素）充分溶解入 固溶体中，然后予以速冷，以抑制这些元素重新析出， 致室温下获得一个过饱和固溶体。
3.性能特点
（1）提高磁性能：因为组织具有方向性，且产 物为两相，它们就相当于一个个单磁畴，在外 磁场作用下，发生转动，转动至与外磁场方向 一致时，就使合金的硬磁性增大。
（2）较高强度：因组织细小弥散
4.调幅分解与脱溶分解的区别
（1）调幅分解不需要成核，不需要热激活，不 需克服势垒，一旦分解发生系统自由能连续下 降 ，所以分解是自发过程。
我院年静脉输液患者20.5万余人次，高危药品输 注患者11.2万余人次，为避免肿瘤患者长期输液带 来的血管损伤、局部组织刺激、药物外渗等不良事 件的发生，保证患者化疗全过程顺利完成，中长期 静脉治疗工具CVC及PICC在肿瘤患者静脉治疗中具 有独特的优越性，应用日益广泛，但是目前此项技 术的管理尚不完善，本院是一所三级肿瘤专科医院， 建立规范化的技术管理，确保肿瘤患者安全、顺利 完成全程化疗具有重要意义
2. 脱溶析出：从过饱和固溶体中析出（沉淀相）或形成 溶质原子聚集区及亚稳定相的过程，称为脱溶析出或 沉淀，是溶解的逆过程。
3. 时效：合金在脱溶过程中，其力学、物理、化学性能 均随之发生变化的现象。
4.时效硬化（沉淀强化）：时效析出过程中，合金中的 强度、硬度逐渐升高的过程。
我院静脉治疗现状
CVC(中心静脉导管)
锁骨下静脉、颈内 静脉、股静脉，尖 端位于上（或下） 腔静脉
过饱和固溶体的脱溶分解
随等温温度升高，原子扩散迁移率增大，脱溶速度加 快；但温度升高时固溶体的过饱和度减小，临界晶核尺寸增 大，因而又有使脱溶速度减慢的趋势，所以脱溶动力学曲线 呈 C 字形。在接近 TG.P.、T ′、T 温度下需要经过很长时间 才能分别形成 G.P.区、′相、相。
金属热处理原理及工艺——过饱和固溶体的脱溶分解
理性能和化学性能等均随之发生变化，这种 现象称为时效。 金属热处理原理及工艺——过饱和固溶体的脱溶分解
若将经过固溶处理后的 C0成分合金急冷，抑制相分解，则 在室温下获得亚稳的过饱和相固溶体。
这种过饱和固溶体在室温较高温度下等温保持时，将发生脱 溶，但脱溶相往往不是状态图中的平衡相，而是亚稳相或溶质原 子聚集区。
条件：合金在平衡状态图上有固溶度的变化， 并且固溶度随温度降低而减少 。
金属热处理原理及工艺——过饱和固溶体的脱溶分解
自然时效 或室温时效
人工时效 固溶处理：将双相组织（+）加热到 固溶度线以上某一 温度（如 T1）保温足 够时间，获得均匀的单相固溶体相的 处理工艺。 时效：合金在脱溶过程中，其机械性能、物
金属热处理原理及工艺——过饱和固溶体的脱溶分解
过饱和固溶体脱溶时，脱溶相的临界晶核尺寸和临界晶 核形成功也随体积自由能差的增大而减小。
过饱和固溶体脱溶时，溶质元素含量较多的合金其体积 自由能差较大。因此，在时效温度相同时，随溶质元素 含量增加，即固溶体过饱和度增大，脱溶相的临界晶核 尺寸将减小。而在溶质元素含量相同时，随时效温度降 低，固溶体过饱和度增大，临界晶核尺寸亦减小。
随着″相的长大，在其周围基体中产 生的应力和应变也不断地增大。
″相具有正方点阵，点阵常数为： a＝b＝4.04Å，与母相相同 c＝7.8 Å ，较相的两倍(8.08 Å)略小
金属热处理原理及工艺——过饱和固溶体的脱溶分解
理性能和化学性能等均随之发生变化，这种 现象称为时效。 金属热处理原理及工艺——过饱和固溶体的脱溶分解
若将经过固溶处理后的 C0成分合金急冷，抑制相分解，则 在室温下获得亚稳的过饱和相固溶体。
这种过饱和固溶体在室温较高温度下等温保持时，将发生脱 溶，但脱溶相往往不是状态图中的平衡相，而是亚稳相或溶质原 子聚集区。
条件：合金在平衡状态图上有固溶度的变化， 并且固溶度随温度降低而减少 。
金属热处理原理及工艺——过饱和固溶体的脱溶分解
自然时效 或室温时效
人工时效 固溶处理：将双相组织（+）加热到 固溶度线以上某一 温度（如 T1）保温足 够时间，获得均匀的单相固溶体相的 处理工艺。 时效：合金在脱溶过程中，其机械性能、物
金属热处理原理及工艺——过饱和固溶体的脱溶分解
过饱和固溶体脱溶时，脱溶相的临界晶核尺寸和临界晶 核形成功也随体积自由能差的增大而减小。
过饱和固溶体脱溶时，溶质元素含量较多的合金其体积 自由能差较大。因此，在时效温度相同时，随溶质元素 含量增加，即固溶体过饱和度增大，脱溶相的临界晶核 尺寸将减小。而在溶质元素含量相同时，随时效温度降 低，固溶体过饱和度增大，临界晶核尺寸亦减小。
随着″相的长大，在其周围基体中产 生的应力和应变也不断地增大。
″相具有正方点阵，点阵常数为： a＝b＝4.04Å，与母相相同 c＝7.8 Å ，较相的两倍(8.08 Å)略小
相关主题
- 1、下载文档前请自行甄别文档内容的完整性，平台不提供额外的编辑、内容补充、找答案等附加服务。
- 2、"仅部分预览"的文档,不可在线预览部分如存在完整性等问题,可反馈申请退款(可完整预览的文档不适用该条件!)。
- 3、如文档侵犯您的权益，请联系客服反馈,我们会尽快为您处理(人工客服工作时间：9:00-18:30)。
2、第二类回火脆性
发生温度：450-650℃ 影响因素
（1）化学成分——避免P、Sn、Mn、Si、S、 As、Sb等，加入Mo、W、V、Ti、稀土等。 （2）回火温度和回火时间
（3）原始组织：M > B > P
防止措施
1）降低钢中杂质元素含量； 2）细化A晶粒：加入Nb、V、Ti 3）加入Mo、W 4）采用亚温淬火，使P等元素溶入残留的F中。 5）避免在450-650 ℃温度范围内回火，在650 ℃以上回火时，采用快冷。
3.3 合金钢回火时力学性能变化的特点
（1）延缓钢的软化
Me主要通过影响碳原子的扩散来影响M的分解及碳化物 的析出、长大速度 强碳化物形成元素Cr、Mo、W、V、Ti等都可提高碳在M中 的扩散激活能Q，降低扩散系数D 本质：共格析出的合金碳化物的弥散强化 合金碳化物越稳定、越细小，强化效果越好 M2C和MC型碳化物有明显二次硬化效果
Al-Cu合金的固溶度曲线（a）
及各相开始析出的动力学曲线（b）
3. 钢的回火转变
回火：将淬火后的钢加热到低于临界点的某 一温度，保温一段时间，然后冷却到室温。 原因：M极不稳定，极易分解； AR也是亚稳相 目的：改善韧性；稳定组织；消除或减小 内应力。
3.1淬火钢回火时的组织转变
根据温度，回火过程可分为以下五个有区别又相互重叠的阶段：
（2）发生二次硬化现象
（3）影响钢回火后的脆性
3.4回火脆性
定义：淬火钢在回火加热过程中韧性并不是随温度 上升而提高，而是在特定温度范围出现韧性明显下 降的现象。
出现温度：250-400 ℃
原因：碳化物Fe2C5或Fe3C沿 板条M的条界、束界、群界 或在片状M的孪晶带和原A 晶界上析出。
（2） AR向M的转变
如：W18Cr4V的三次回火
二次淬火的起因：560℃保温时，AR发生了催化（反A热稳 定现象）
560 ℃回火后在250 ℃停留，依然发生稳定化（反催化）。
催化和反催化可以反复进行多次 产生原因：C、N原子与位错交互作用的结果
4、碳化物的析出，200-700 ℃
5、α相状态的变化 （1）回复和晶粒长大
回火第四阶段（350 ℃以上）
1、25-100℃ M中碳原子的重新分布
Wc<0.2%， 碳原子偏聚于位错附近→柯垂尔气团 Wc>0.2%， 碳原子扩散至孪晶面上→弘津气团
2、80-250 ℃ M分解
（1）高碳M的分解
T<125 ℃，双相分解
T>125 ℃，单相分解
出现原因：碳原子的扩散能力不同
（2）低碳和中碳M的分解
得到：回火马氏体
3、残留奥氏体的转变
（200-300 ℃）
钢中Wc>0.4%时，就有AR AR存在既有好处也有坏处
AR与过冷A的差别：
高碳；三向压应力
（1） AR向P和B的转变
AR向P的转变与过冷A差别不大； AR向B的转变被提前：M的存在促进B转变（图7-12） 二次淬火： AR在回火冷却时转变为M
固溶与时效工艺的应用：
有色金属的固溶与时效；低碳钢的时效，等。
合析反应、固溶体脱溶沉淀、共析相图、匀晶反应、偏析反应、包析反应
2. 铝合金在时效过程中组织和性能的变化
2.1 Al-Cu合金在时效过程中的硬 度变化
合金经加热保温后，得到单相固溶体， 之后快冷，得到过饱和固溶体。— —固溶处理
一定温度加热，硬度随时效时间变化， 先升后降。 时效温度越高，到达硬度最大值时间越 短，硬度最大值越低。
产生原因：第二相析出——硬度提高 第二相尺寸过大：过时效
2.2 Al-Cu合金的时效过程
合金析出GP区→GP区溶解，析出θ’’相→ θ’’ 相转变为θ’ → θ’ 转变为θ相→ θ相长大、过 时效
为什么会出现过渡相？
因为，过渡相的出现使得系统能量的降低更 加容易，速度更快。
脱溶沉淀的热力学分析
低碳钢：由于碳化物钉扎晶界，再结晶过程被抑制， 回火时α相只有回复和晶粒长大
高碳钢：T=400℃，形成回火托氏体 T=600℃，形成回火索氏体 回火时间较短时，低碳钢保留板条特征，高碳钢保 留片状特征；长时间回火后，出现等轴组织。
（2）内应力消失
回火温度越高，内应力消失越彻底。
3.2淬火碳钢回火时力学性能的变化
（1）碳原子的重新分布——时效阶段（100℃以下） （2）过渡碳化物（ε/η或ε’）的沉淀——回火第一阶段（100300 ℃）
（3）残余奥氏体的分解——回火第二阶段（200-300 ℃）
（4）过渡碳化物转变为Fe3C——回火第三阶段（200-350 ℃） （5） Fe3C的粗化和球化，以及等轴铁素体的形成——
G v
1 2
( x ) G ( x 0 )
2
显然，只有在ΔGv为负值时，才可作为调幅分解的 驱动力。
只有当X0处在调幅分解线以内时，才有
G ( x ) d G dx
2 2
0
在这种情况下，任何一种微小的浓度起伏，都使体 系的自由能下降，即 ΔGv<0。
4.2 调幅分解的长大过程
图7-23 37CrNi3钢回火 时硬度和冲击韧性的变 化来自1、第一类回火脆性
第一类回火脆性无法完全消除，但可以减轻：
1）降低钢中杂质元素含量； 2）细化A晶粒：用Al脱氧或加入Nb、V、Ti 3）加入Mo、W 4）采用等温淬火代替淬火+回火 5）加入Cr、Si等调整发生第一类回火脆性的温 度范围，使之避开所需的回火温度。
课题七 过饱和固 溶体的脱溶分解
1. 重要概念 2.铝合金在时效过程中组织和性能的变化 3.钢的回火转变 4.调幅分解
1.重要概念
脱溶分解：
从过饱和固溶体中析出第二相（沉淀相）或形成溶质原子聚 集区以及亚稳定过渡相的过程。
固溶处理：
将合金加热到固溶线以上一定温度保温足够时间，获得均匀 的单相固溶体，快冷至室温得到过饱和固溶体的过程。
4. 调幅分解
4.1调幅分解的热力学条件
如图所示，发生调幅分解的条件是：合金的 成分必须位于自由能-成分曲线的两个拐点之 间。
热力学条件： d G
2
dx
2
0
推导： 假设原始成分为X0的均匀固溶体出现了无限小量的 浓度起伏δx=x-x0，而x→x0，那么1mol原子的自由 能变化为： ΔGv=G(x)-G(x0)-δx·G’(x0) 将G(x)对x0按泰勒级数展开，并代回上式，得：