第7章 过饱和固溶体的脱溶分解

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3、中碳钢回火后的力学性能：
在250℃以前回火后，强度塑 性变化不大，处于脆性断裂 在300℃以后回火，强度和硬 度逐渐降低，塑性增加。 从强度和塑性的匹配上中碳 钢也并不比低碳钢有优势。 较好的弹性性能，所以用作 弹簧的中碳钢 有高的弹性极限、疲劳极限、 抗应力松弛性能和适当的冲 击韧度，特别是抗多次冲击 的能力，用作结构件
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2）低、中碳M的分 解
低碳M的转变温度较高，在淬火过程中就回发生C的偏聚甚 至自回火。Ms点高时在较低温度时不发生碳化物的析出， 只能在较高温度回火后析出碳化物 随着回火温度的升高，马氏体中 含碳量丌断降低； 高碳钢的碳浓度随回火温度升高 降低很快； 碳钢在200℃以上回火时，在一 定的回火温度下，马氏体具有一 定的碳浓度，回火温度越高，马 氏体的碳浓度越低。 回火马氏体：经过低温分解后的 马氏体
回归再时效
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非均匀形核——晶界——无沉淀析出带
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非均匀形核——晶界
(a) (c) (e)
(b)
(d)
(f)
铝合金在不同温度下热暴露后的SEM (a)未热暴露; (c)100℃; (e)150℃; (g)200℃; (i)250℃; (k)300℃;
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非均匀形核——位错
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第二节 钢的回火转变
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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。
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sss GP区 '
"
非平衡相
平衡相
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(1)GP区
GP区是溶质原子(Cu)偏聚区，在{100}面上偏聚。 此区内晶体结构与基体相同并与基体共格，无明显界面。 GP区是1938年Guinier和Preston各自独立用X射线衍 射发现的，故称GP区。
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(2) ″相
随着时效时间的延长，将形成介稳相″,成分接近于Al2Cu, 正方点阵。 ″可能是GP区溶解再析出形成，亦可由GP区转化。 呈盘状，与母相有一定取向关系。这种盘状共格沉淀物在基体 内产生较大弹性应变，可使合金明显强化。
四、回火脆性
回火脆性： 有些钢在某一温度范围内 回火时，其冲击韧性比在 较低温度回火时还显著下 降，这种脆化现象称为回 火脆性。 低温回火脆性 （ 250～400℃） 高温回火脆性 （450～650℃，回火后慢冷）
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回火的目的：
减少或消除淬火工件的内应力，防止变形或开 裂；
降低脆性，提高钢的塑性和韧性； 稳定钢的组织和尺寸；
获得所需的强度、硬度、塑性、韧性的配合， 以满足不同的工件性能要求。
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一、淬火钢在回火时的组织转变
1、马氏体中碳原子的偏聚（20～100℃）
2、马氏体分解（100～250℃）
回火：将淬火钢加热到临界点Ac1以下某一温度，保温后以适当 方式冷至室温的一种热处理工艺。 回火是淬火后不可缺少的热处理工艺。原因： 1. 淬火钢具有高的硬度和大的淬火应力，除低碳钢外，一 般都很脆。因此，淬火钢实际上无法直接使用，必须进行 回火。 2. 淬火钢的组织是：马氏体+残余奥氏体。
M、残余奥氏体在室温下都处于亚稳定状态，它们都 有向铁素体和渗碳体稳定状态转化的趋势。
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二、淬火钢在回火时力学性能的变化
1、低碳钢回火后的力学性能： 在200℃以下回火时硬度降低 很少，塑性变化丌大
在200℃以上回火时硬度开始 降低；塑性丌变
温度超过300℃时，回火硬度、 强度、弹性极限越低，塑性 指标上升。
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2、高碳钢回火后的力学性能 高碳钢采用完全淬火时， 如果回火温度低于 300℃，则仍处于脆性 状态； 如果回火温度高于 300℃，则所得的综合 力学性能并不比低温回 火的低碳马氏体好。
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
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一、Al-Cu合金在时效过程中的硬度变化
达到脱溶分解 的条件
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欠时效、时效峰、
过时效
随温度升高最大 硬度降低，且峰 值时间缩短， 温度较低时峰值
前出现硬度平台
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二、Al-Cu合金在时效过程中的微观组织变化
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：
3、残余奥氏体的转变（250～300℃） 4、碳化物的转变（250～400℃）
5、渗碳体的聚集长大和α相的再结晶（400℃以上）
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1、马氏体中碳原子的偏聚（20～100℃）
马氏体是C在α-Fe中的过饱和固溶体，呈体心正方晶格，C
原子分布在体心立方的扁八面体间隙之中，造成了很大的 弹性应变，因此升高了马氏体的能量；加之马氏体晶体中 存在较多的微观缺陷，也使马氏体能量增高，使马氏体处 于不稳定状态。
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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
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1）高碳M的分解
结构分析发现高碳M在较低温度分解时，出现两种不同的 正方度的α相，一种与淬火时得到的高碳M相近，另一种 为低碳M，这种情况被称为双相分解。当回火温度升高时， α相变的只有一种正方度，成为单相分解。
原因：温度较低时，C原子扩散较慢，形成高碳区和低碳 区，而温度较高时，C原子的扩散相对较快，从而消除C 原子浓度的差别 当回火温度高于300℃后，回火后的α相的正方度等于1时， M分解结束。
Hale Waihona Puke Baidu
这些偏聚区的含碳量高于马氏体的平均含碳量，为 碳化物的析出创造了条件。
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2、马氏体分解（80～250℃）
在100℃以上回火时，马氏体开始发生分解，从过 饱和α固溶体中析出弥散的ε-碳化物，同时，马氏 体中碳浓度降低。随着回火温度的升高，马氏体 中的碳过饱和度丌断下降，正方度减小。 1）高碳M的分解 2）低、中碳M的分解
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第一节 铝合金在时效过程中组织和性能的变化
发现：淬火Al-Cu-Mn-Mg合金在室温下硬度逐渐升高— —时效硬化现象。 光学显微镜下无变化。 1920年Merica在确定了几种元素在Al中的固溶度曲线后， 提出原因：在固溶度曲线以下从过饱和固溶体中析出了某 种能够提高合金性能的细小的第二相。
采用X射线结构分析和电子显微分析技术证实。
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4、碳化物的转变（250～400℃）
马氏体分解和残余奥氏体转变时由于C含量和
回火温度的不同可能形成几种碳化物：
a) ε-碳化物（Fe2.4C，密排六方）是亚稳定相
b) χ-碳化物（分子式为Fe5C2，具有单斜晶格）
c) θ-碳化物（渗碳体Fe3C）
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低碳钢（wc<0.2%），不形成ε-碳化物，直接单相分解形成渗 碳体 中碳钢（0.2%<wc<0.6%），200℃以下形成亚稳ε-碳化物， 温度升高后，亚稳ε-碳化物直接转变成渗碳体 高碳钢（w c >0.4%），高于100℃时析出亚稳ε-碳化物，在 250℃以上时，亚稳ε-碳化物转变成较为稳定的χ-碳化物，在 300℃以上时亚稳ε-碳化物和χ-碳化物转变成渗碳体，在 450℃以上全部转变成渗碳体。 强碳化物形成的元素，在较低温度时，扩散不易只能形成亚 稳碳化物和渗碳体。随着温度的升高，将形成合金渗碳体 （FeM）3C，温度高于500℃后形成合金碳化物。 转变方式： ① 原位生成：在θ和F界面形成合金碳化物 ② 独立形核长大：在一些能量较高的缺陷处形核长大
残余A的转变
① 向P和B转变 ② 向M转变
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①残余A向P和B的转变
残余奥氏体的转变不原来过冷奥 氏体的转变在本质上是相同的， 转变的温度区间也相同，只是转 变的速度丌同。 所以，合金钢中的残余奥氏体也 具有和过冷奥氏体相似的C曲线。 原始A不残余A转变的区别： a) 残余奥氏体向贝氏体转变速度加 快，而向珠光体转变速度减慢。 b) 残余奥氏体在珠光体形成温度范 围内回火时，先析出共析碳化物， 随后分解为珠光体
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″+ ′ ″ GP区+ ″ ′+
GP区
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动力学特点：
1. 曲线呈C型； 2. 存在孕育期；
T θ
θ′ θ”
3. 反映温度、时间 对脱溶沉淀过程的影响 规律。
GP
τ 脱溶沉淀动力学图
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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。
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②残余A向M的转变
残余A在加热到Ms以下时会发生M分解，但是这种分解是 在淬火M分解后才能发生分解 残余A在较高温度回火后，若残余A的稳定化程度比较高 在回火过程中不发生分解，则在随后的淬火过程中会转变 成M，称为“二次淬火”。 残余A的稳定化的原因： a) C、N原子与位错交互作用的结果，即在淬火中断时C、N 等间隙原子偏聚到位错周围形成气团，增加位错运动的阻 力，从而增加A的稳定性阻止A向M转变 b) 另外还有一些设想，但是不能解释一些现象。
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（2）内应力消失
内应力分类： 第一类（宏观区域）：工件内外温差和相变引起的整个试 样各处都存在的内应力 第二类（围观区域）：晶粒间的温差和相变引起的围观区 域的内应力 第三类：晶格畸变和共格关系产生弹性畸变引起的内应力 内应力的变化 不管是哪种内应力都会随着回火温度的升高和时间的延长 都会逐渐消失，首先消失的是第三类，依次为第二类和第 一类内应力的消失，应力的消失温度随材料的变化有所变 化，一般在500℃以上回火1h后内应力基本会消失
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回火时间对马氏体中含碳
量的影响较小，马氏体的 碳浓度在回火初期下降很 快，随后趋于平缓； 回火温度越高，回火初期
碳浓度下降越多。
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3、残余奥氏体的转变（250～300℃）
含碳量大于0.4%的碳素钢淬火后，组织中总含有一定量的残余奥氏体。 残余A不过冷A的丌同之处 ① M转变使得残余A中的C含量相对较高 ② M相变产生应力使得残余A可能发生变形和热稳定化等
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。
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对于板条马氏体，因有大量位错，碳原子倾向于偏 聚在位错附近，形成偏聚区而降低马氏体的能量。 对于片状马氏体，亚结构为孪晶，没有足够的位错 线容纳碳原子，因此，除少量碳原子可向位错偏聚 外，大量碳原子将沿{100}M或孪晶面{112}M偏聚， 形成薄片状偏聚区。
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(3)′相
随着时效温度的升高和时间的延长，将析出介稳 相′。成分近似Al2Cu，正方点阵,但轴比c/a相对于″ 下降，与基体的界面为半共格关系。
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(4)相
经更高温度或更长时间的时效,将析出平衡相, 成分为Al2Cu，正方点阵，轴比c/a相对于′又下降。 与基体非共格，界面能较高。
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