金属固态相变原理及应用：扩散型相变——合金的脱溶沉淀与时效.ppt

材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用掌握过饱和置换固溶体脱溶沉淀过掌握过饱和置换固溶体脱溶沉淀过程，固溶和脱溶沉淀后合金的性能程，固溶和脱溶沉淀后合金的性能变化规律；掌握时效硬化机制了变化规律；掌握时效硬化机制了解回归现象和调幅分解解回归现象和调幅分解 扩散型相变（扩散型相变（IIIIII））———— 脱溶沉淀脱溶沉淀材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用现现 象象 1906年年Wilm在研究在研究Al-Cu-Mn-Mg合金时偶然发现一个奇怪现象合金时偶然发现一个奇怪现象: 淬火淬火后室温放置，硬度随时间的推移不后室温放置，硬度随时间的推移不断升高，但观察不到显微组织的任断升高，但观察不到显微组织的任何变化当时无法解释其原因，就何变化当时无法解释其原因，就称此现象为称此现象为时效硬化时效硬化材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 条件：凡是平衡相图上存在固条件：凡是平衡相图上存在固溶度变化（固溶度随温度降低而减溶度变化（固溶度随温度降低而减少）的合金。

二次渗碳体、三次渗少）的合金二次渗碳体、三次渗碳体的析出，回火时发生的马氏体碳体的析出，回火时发生的马氏体分解或二次硬化等，本质上都是脱分解或二次硬化等，本质上都是脱溶过程 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 固溶固溶→→过饱和固溶体过饱和固溶体→→脱溶沉淀脱溶沉淀 固溶固溶 + + 时效时效 → → 淬火淬火 + + 回火回火本质区别与联系本质区别与联系置换置换————间隙间隙有结构变化有结构变化————无结构变化无结构变化材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 从过饱和固溶体中析出第二相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（沉淀相）或形成溶质原子聚集区以及亚稳定过渡相的过程称为以及亚稳定过渡相的过程称为脱溶脱溶或沉淀或沉淀，是一种扩散型相变是一种扩散型相变脱溶沉淀与时效脱溶沉淀与时效材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 合金在脱溶过程中，其机械性合金在脱溶过程中，其机械性能、物理性能和化学性能等均随之能、物理性能和化学性能等均随之发生变化，这种现象称为发生变化，这种现象称为时效时效。

室温下产生的时效称为室温下产生的时效称为自然时效自然时效 高于室温的时效称为高于室温的时效称为人工时效人工时效材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用P脱溶发生的条件：脱溶发生的条件： 平衡状态图上有固溶度的变化，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并且固溶度随温度降低而减少材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 将将C0成分的合金固溶处理后缓慢成分的合金固溶处理后缓慢冷却到固溶度线（冷却到固溶度线（MN）以下温度）以下温度（如（如T3）保温，将从）保温，将从α相固溶体中脱相固溶体中脱溶析出溶析出β相，相，α相的成分沿固溶度线相的成分沿固溶度线变化至变化至C1，其转变可表示为：，其转变可表示为：材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 β β为平衡相，可以是端际固溶为平衡相，可以是端际固溶体，也可以是中间相，反应产物为体，也可以是中间相，反应产物为（（α+βα+β）双相组织。

双相组织材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 将这种双相组织加热到固溶度将这种双相组织加热到固溶度线以上某一温度（如线以上某一温度（如T1）保温足够）保温足够时间，然后时间，然后快速冷却快速冷却将获得均匀的将获得均匀的单相固溶体单相固溶体α相，这种处理称为相，这种处理称为固固溶处理溶处理材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 快冷冷却快冷冷却——亚稳的过饱和亚稳的过饱和α相固溶体相固溶体 脱溶是个自发过程脱溶有个脱溶是个自发过程脱溶有个过程，目的地过程，目的地——脱溶出平衡相，脱溶出平衡相，经历亚稳相或溶质原子聚集区经历亚稳相或溶质原子聚集区材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 控制脱溶析出相的结构、尺寸、控制脱溶析出相的结构、尺寸、分布等，能使合金的强度硬度显著分布等，能使合金的强度硬度显著提高。

这种脱溶可显著提高合金的提高这种脱溶可显著提高合金的强度和硬度，称为强度和硬度，称为沉淀强（硬）化沉淀强（硬）化或时效强（硬）化或时效强（硬）化，是强化合金材，是强化合金材料的重要途径之一尤其是料的重要途径之一尤其是....材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用合金经固溶处理并淬火获得亚稳过饱和合金经固溶处理并淬火获得亚稳过饱和固溶体，若在足够高的温度下进行时效，固溶体，若在足够高的温度下进行时效，最终将沉淀析出最终将沉淀析出平衡脱溶相平衡脱溶相但在平衡但在平衡相出现之前，根据合金成分不同会出现相出现之前，根据合金成分不同会出现若干个若干个亚稳脱溶相或称为过渡相亚稳脱溶相或称为过渡相1 1 脱溶过程和脱溶物的结构脱溶过程和脱溶物的结构材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 A1-4%Cu合金室温平衡组织为合金室温平衡组织为α固溶体和固溶体和θ相（相（CuAl2）该合金）该合金经固溶处理并淬火冷却获得过饱经固溶处理并淬火冷却获得过饱和和α后，加热到后，加热到130℃进行时效，进行时效，其脱溶顺序为：其脱溶顺序为：G.P.区区→θ″相相→θ′相相→θ相相，即平衡相（，即平衡相（θ）出现之）出现之前，有三个过渡脱溶物相继出现。

前，有三个过渡脱溶物相继出现材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 以以A1-Cu合金为例，介绍时效过合金为例，介绍时效过程中过渡相和平衡相的形成及其程中过渡相和平衡相的形成及其结构：结构：G G.P.区的形成及其结构区的形成及其结构A 过渡相的形成及其结构过渡相的形成及其结构B平衡相的形成及其结构平衡相的形成及其结构材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用1.1 G.P. 区的形成及其结构区的形成及其结构 1938年年Guinier和和Preston各自独立地分析了各自独立地分析了时效初期的时效初期的Al-Cu合金，发现母相合金，发现母相α的｛的｛100｝｝面上出现一个或若干个原子层厚度，与母相保面上出现一个或若干个原子层厚度，与母相保持共格的持共格的Cu原子聚集区，原子聚集区，Cu原子层边缘的点原子层边缘的点阵发生畸变，产生应力场（时效硬化的主因）阵发生畸变，产生应力场（时效硬化的主因）在若干原子层范围内的溶质原子聚集区称为在若干原子层范围内的溶质原子聚集区称为Guinier-Preston区，简称区，简称G.P.区区。

材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用G.P.区区(a)及其结构模型及其结构模型(b)铜的原子半径较小铜的原子半径较小材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 G.P.区与母相保持共格，故区与母相保持共格，故界面界面能较小能较小，，弹性应变能较大弹性应变能较大其形状其形状与溶质和溶剂的原子半径差有关与溶质和溶剂的原子半径差有关原子半径差小于原子半径差小于3%，球形，球形原子半径差大于原子半径差大于5%，圆盘形，圆盘形材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 Cu与与Al的原子半径差约高达的原子半径差约高达11.5％，弹性应变能是主要矛盾，因而％，弹性应变能是主要矛盾，因而G.P.区呈圆盘状而区呈圆盘状而Al-Ag和和Al-Zn合金中，溶质和溶剂的原子半径差合金中，溶质和溶剂的原子半径差很小，界面能是主要矛盾，所以很小，界面能是主要矛盾，所以G.P.区呈球状。

区呈球状材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用1.2 过渡相的形成及其结构过渡相的形成及其结构1））θ″相的形成与结构相的形成与结构 G.P.区形成之后，当时效时间延长区形成之后，当时效时间延长或时效温度提高时，将形成过渡相或时效温度提高时，将形成过渡相从从G.P.区转变为过渡相的过程可能有区转变为过渡相的过程可能有两种情况：两种情况：材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用一是以一是以G.P.区为基础逐渐演变为过区为基础逐渐演变为过渡相渡相，如，如Al-Cu合金；合金；二是与二是与G.P.区无关，过渡相独立地区无关，过渡相独立地形核长大形核长大，如，如Al-Ag合金材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 Al-Cu合金中，是以合金中，是以G.P.区为基础，区为基础，沿其直径方向和厚度方向（以厚度沿其直径方向和厚度方向（以厚度方向为主）长大形成过渡相方向为主）长大形成过渡相θ″相。

相θ″相具有正方点阵点阵常数：相具有正方点阵点阵常数：a＝＝b＝＝4.04，与母相，与母相α相同；相同； c＝＝7.8 ，较，较α相的两倍相的两倍(8.08)略小材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 θ″相的晶胞有五层原子面中，中相的晶胞有五层原子面中，中央一层为央一层为100％％Cu原子层，最上和原子层，最上和最下的两层为最下的两层为100％％Al原子层，而中原子层，而中央一层与最上、最下两层之间的两央一层与最上、最下两层之间的两个夹层则由个夹层则由Cu和和Al原子混合组成原子混合组成（（Cu约为约为20～～25％），总成分相当％），总成分相当于于CuAl2材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用θ″相与基体相与基体α相仍保持完全共格关相仍保持完全共格关系θ″相仍为薄片状，片的厚度相仍为薄片状，片的厚度约约0.8～～2nm，直径约，直径约14～～15nm随着随着θ″相的长大，在其周围基体相的长大，在其周围基体中产生的应力和应变也不断地增中产生的应力和应变也不断地增大。

大材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用2））θ′相的形成与结构相的形成与结构 随着时效的继续，片状随着时效的继续，片状θ″相周围相周围的共格关系部分遭到破坏，的共格关系部分遭到破坏，θ″相转相转变为新的过渡相变为新的过渡相θ′相θ′相也具有正相也具有正方点阵，点阵常数：方点阵，点阵常数：a＝＝b＝＝4.04 ，，c＝＝5.8 θ′相的成分与相的成分与CuAl2相当材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 θ′相的点阵虽然与基体相的点阵虽然与基体α相不同，相不同，但彼此之间仍然保持部分共格关系，但彼此之间仍然保持部分共格关系，两点阵各以其两点阵各以其{001}面联系在一起，面联系在一起，如图所示如图所示θ′相和相和α相之间具有下列相之间具有下列位向关系位向关系 (100)θ′∥∥(100)α；；[001]θ′∥∥[001]α材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用θ′相与相与θ″相的区别相的区别θ′相与基体相与基体α相保持部分共格关系，相保持部分共格关系，而而θ″相与相与α相则保持完全共格关系，相则保持完全共格关系，这是两者的主要区别之一。

这是两者的主要区别之一材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用1.3平衡相的形成及其结构平衡相的形成及其结构 随着随着θ′相的成长，其周围应力和相的成长，其周围应力和应变不断增大，弹性应变能越来越应变不断增大，弹性应变能越来越大，一定尺寸后共格最终破坏与大，一定尺寸后共格最终破坏与α相相完全脱离，成为独立的平衡相完全脱离，成为独立的平衡相θθ相也为正方点阵，点阵常数为相也为正方点阵，点阵常数为a＝＝b＝＝6.066，，c＝＝4.874材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 其他时效硬化型合金也与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，合金一样，出现中间亚稳的过渡相，但不一定都有上述几个阶段下表但不一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列出了几种时效硬化型合金的析出系列材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用过饱和置换固溶体过饱和置换固溶体→→偏聚区偏聚区→→亚稳相（共格）亚稳相（共格）→→稳定相（非共格）稳定相（非共格）材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用2 脱溶热力学和动力学脱溶热力学和动力学材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用2.2．脱溶动力学及其影响因素．脱溶动力学及其影响因素1）等温脱溶曲线）等温脱溶曲线 脱溶驱动力是化学自由能差，脱脱溶驱动力是化学自由能差，脱溶过程是通过原子扩散进行的。

因溶过程是通过原子扩散进行的因此与珠光体转变一样，等温脱溶动此与珠光体转变一样，等温脱溶动力学曲线也呈力学曲线也呈C形材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用等温脱溶等温脱溶C曲线示意图曲线示意图材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用无论是无论是G.P.区、过渡相和平衡相，区、过渡相和平衡相，都要经过一定的孕育期后才能形成都要经过一定的孕育期后才能形成呈呈C形的原因是驱动力和扩散共同形的原因是驱动力和扩散共同作用的结果作用的结果材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用2）影响脱溶动力学的因素）影响脱溶动力学的因素 凡是影响形核率和长大速度的因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素，都会影响过饱和固溶体脱溶过程动力学程动力学G 晶体缺陷的影响晶体缺陷的影响——形核形核A 合金成分的影响合金成分的影响——过饱和度过饱和度B时效温度的影响时效温度的影响——驱动力驱动力材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用（（1）晶体缺陷的影响）晶体缺陷的影响 实际测得实际测得Al-Cu合金合金G.P.区的形区的形成速度比按成速度比按Cu在在Al中的扩散系数中的扩散系数计算出的形成速度高计算出的形成速度高107倍之多。

倍之多这是因为固溶处理后过剩空位加这是因为固溶处理后过剩空位加快了快了Cu原子的扩散原子的扩散材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 空位空位机制扩散机制扩散空位浓度与形成空位所需的激活空位浓度与形成空位所需的激活能、固溶处理温度、固溶处理后能、固溶处理温度、固溶处理后的冷却速度有关的冷却速度有关材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 塑性形变可以增加晶内缺陷，故塑性形变可以增加晶内缺陷，故固溶处理后的塑性形变可以促进脱固溶处理后的塑性形变可以促进脱溶过程 其它缺陷如位错、层错、晶界及其它缺陷如位错、层错、晶界及亚晶界等也是脱溶相的非均匀形核亚晶界等也是脱溶相的非均匀形核的优先部位的优先部位 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用（（2）合金熔点与成分的影响）合金熔点与成分的影响 时效温度相同，合金熔点越低，时效温度相同，合金熔点越低，脱溶速度就越快。

这是因为熔点越脱溶速度就越快这是因为熔点越低，原子间结合力就越弱，原子活低，原子间结合力就越弱，原子活动性就越强动性就越强Al合金在合金在200℃以下；以下；马氏体时效钢在马氏体时效钢在500℃左右材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 一般来说，随溶质浓度（固溶体一般来说，随溶质浓度（固溶体过饱和度）增加，脱溶过程加快过饱和度）增加，脱溶过程加快溶质原子与溶剂原子性能差别越大，溶质原子与溶剂原子性能差别越大，脱溶速度就越快脱溶速度就越快材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用（（3）时效温度的影响）时效温度的影响 温度高，原子活动性强，脱溶速温度高，原子活动性强，脱溶速度快因此，提高温度加快时效过度快因此，提高温度加快时效过程，缩短时效时间程，缩短时效时间但是温度升高，化学自由能差减小，但是温度升高，化学自由能差减小，过饱和度也减小，这些又使脱溶速过饱和度也减小，这些又使脱溶速度降低，甚至不再脱溶度降低，甚至不再脱溶。

材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用3 3 脱溶时效时的性能变化脱溶时效时的性能变化1 1．冷时效和温时效．冷时效和温时效2 2．时效硬化机制．时效硬化机制3 3．回归现象．回归现象材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 固溶处理：固溶强化效应固溶处理：固溶强化效应 时效处理：时效硬化时效处理：时效硬化按时效硬化曲线的形状不同，可分为按时效硬化曲线的形状不同，可分为冷时效和温时效冷时效和温时效3.1 冷时效和温时效冷时效和温时效材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用冷时效和温时效过程硬度变化示意图冷时效和温时效过程硬度变化示意图两者往往是交织在一起的两者往往是交织在一起的材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 冷时效：冷时效：在较低温度下进行的时效。

在较低温度下进行的时效硬度变化的特点：开始迅速上升，达硬度变化的特点：开始迅速上升，达一定值后硬度缓慢上升或基本不变一定值后硬度缓慢上升或基本不变温度越高，硬度上升越快，所能达到温度越高，硬度上升越快，所能达到的硬度也就越高的硬度也就越高Al基和基和Cu基合金基合金中，冷时效过程中主要形成中，冷时效过程中主要形成G.P.区材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 温时效：温时效：在较高温度下发生的时在较高温度下发生的时效，硬度变化规律是：开始有一个效，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为孕育期，一般认为这是脱溶相形核准备阶段，接着硬度迅速上升，核准备阶段，接着硬度迅速上升，达到一极大值后又随时间延长而下达到一极大值后又随时间延长而下降材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用温时效过程中将析出过渡相和平衡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，就越快，达最大值的时间就越短，但所能达到的最大硬度反而就越低但所能达到的最大硬度反而就越低冷时效与温时效往往是交织在一起冷时效与温时效往往是交织在一起材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用不同成分的不同成分的Al-Cu合金在合金在130℃时效时硬度与时效时硬度与脱溶相的变化规律脱溶相的变化规律形成形成θ″相强相强化效果最大，化效果最大，出现出现θ′相硬相硬度开始下降度开始下降初期是冷时初期是冷时效，后期是效，后期是温时效 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用时效时引起硬度变化的因素时效时引起硬度变化的因素（（1）固溶度下降）固溶度下降（（2）基体回复与再结晶）基体回复与再结晶（（3）新相析出）新相析出材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用三个因素共同决定的结果三个因素共同决定的结果材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用位错与析出相之间的交互作用。

按位错与析出相之间的交互作用按位错通过析出相的方式不同分为三位错通过析出相的方式不同分为三类：类：Ø内应变强化内应变强化Ø切过析出相颗粒强化切过析出相颗粒强化Ø绕过析出相强化绕过析出相强化3.2 时效硬化机制时效硬化机制材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用1 1）内应变强化）内应变强化 析出相的点阵结构及点阵参数析出相的点阵结构及点阵参数与基体不同，其周围将产生不均匀与基体不同，其周围将产生不均匀畸变区，即形成不均匀应力场位畸变区，即形成不均匀应力场位错周围也存在应力场应力场与位错周围也存在应力场应力场与位错交互作用内应变强化随析出相错交互作用内应变强化随析出相的增多而增强的增多而增强材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用2 2）切过析出相颗粒强化）切过析出相颗粒强化 位于位错滑移面上的软相，位位于位错滑移面上的软相，位错线可以切过析出相颗粒而强行通错线可以切过析出相颗粒而强行通过，如图所示。

过，如图所示位错线切过析出相示意图位错线切过析出相示意图材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用切过机制：切过机制：1）克服析出相颗粒所造成的应力场；）克服析出相颗粒所造成的应力场；2）切过后增加的表面能；）切过后增加的表面能；3）改变了析出相内部原子之间的邻）改变了析出相内部原子之间的邻近关系，使能量升高，引起强化近关系，使能量升高，引起强化材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用3 3）绕过析出相强化）绕过析出相强化 Orowan机制，当析出相颗粒间距机制，当析出相颗粒间距足够大，且颗粒又很硬，位错不能足够大，且颗粒又很硬，位错不能切过时位错绕过析出相颗粒时所切过时位错绕过析出相颗粒时所留下的位错圈将使下一根位错线通留下的位错圈将使下一根位错线通过该处时变得困难，从而引起形变过该处时变得困难，从而引起形变强化材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用位错线绕过析出相示意图位错线绕过析出相示意图材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用绕过机制的切应力绕过机制的切应力τ为：为： L愈小，则愈小，则τ愈大。

析出相颗粒的愈大析出相颗粒的聚集长大，颗粒间距聚集长大，颗粒间距L增大，硬度增大，硬度和强度下降，这就是所谓过时效和强度下降，这就是所谓过时效材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用时效硬化曲线解释如下：时效硬化曲线解释如下：1) 时效初期，时效初期，G.P.区与母相保持共格关系，区与母相保持共格关系，具有内应变强化效应，再加上切过强化效应具有内应变强化效应，再加上切过强化效应而使硬度显著升高随着时效时间的延长，而使硬度显著升高随着时效时间的延长，G.P.区数量增多，硬度也不断升高当区数量增多，硬度也不断升高当G.P.区数量达到某一平衡值时硬度不再增加，出区数量达到某一平衡值时硬度不再增加，出现一个平台现一个平台材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用2) 随后析出的随后析出的θ″相也与母相保持共格关相也与母相保持共格关系，在其周围也形成强内应力场，位错系，在其周围也形成强内应力场，位错线切过线切过θ″相，硬度和强度进一步升高，相，硬度和强度进一步升高，并随并随θ″相数量及尺寸的增加而增加。

当相数量及尺寸的增加而增加当θ″相粗化到位错线能够绕过时，颗粒尺相粗化到位错线能够绕过时，颗粒尺寸和颗粒间距的增大，硬度开始下降，寸和颗粒间距的增大，硬度开始下降，出现过时效现象出现过时效现象材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用3) 析出析出θ′相，与母相保持半共格关相，与母相保持半共格关系，且形成后很快粗化到位错线可系，且形成后很快粗化到位错线可以绕过的尺寸，半共格关系也很快以绕过的尺寸，半共格关系也很快被破坏，因此被破坏，因此θ′相出现不久硬度即相出现不久硬度即开始下降开始下降θ相的析出只能导致硬相的析出只能导致硬度下降材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用3.3 回归现象回归现象 时效强化后，在平衡相或过渡相的时效强化后，在平衡相或过渡相的固溶度曲线以下某一温度加热，硬化现固溶度曲线以下某一温度加热，硬化现象立即消除，硬度基本上恢复到固溶处象立即消除，硬度基本上恢复到固溶处理状态，这种现象称为理状态，这种现象称为回归回归。

合金回归合金回归后，再次进行时效时，仍可重新产生硬后，再次进行时效时，仍可重新产生硬化，但时效速度减慢，其余变化不大化，但时效速度减慢，其余变化不大——稳定化与催化稳定化与催化材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 回归现象回归现象首先是在硬铝（首先是在硬铝（Al-Cu-Mg）中发现的加热温度约为）中发现的加热温度约为250℃，，保温时间仅为保温时间仅为20～～60s回归现象的实回归现象的实质质是：通过时效形成的是：通过时效形成的G.P.区在加热到区在加热到稍高于稍高于G.P.区固溶度曲线的温度时，区固溶度曲线的温度时，G.P.区发生溶解，而过渡相和平衡相则区发生溶解，而过渡相和平衡相则由于保温时间过短而来不及形成，再次由于保温时间过短而来不及形成，再次快冷至室温后仍获得过饱和固溶体快冷至室温后仍获得过饱和固溶体材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 为什么回归过程十分迅速？为什么回归过程十分迅速？原因是原因是淬火淬火铝合金中存在大量空位。

铝合金中存在大量空位G.P.区的形成受空位扩散所控制，区的形成受空位扩散所控制，大量的空位集中于脱溶区及其附近，大量的空位集中于脱溶区及其附近，故溶质原子的扩散加速，因而回归故溶质原子的扩散加速，因而回归过程迅速过程迅速材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 为什么重新时效速度慢？为什么重新时效速度慢？ 回归处理温度比淬火温度低得多，回归处理温度比淬火温度低得多，快冷至室温后保留的过剩空位少得快冷至室温后保留的过剩空位少得多，因而扩散减慢，时效速度显著多，因而扩散减慢，时效速度显著下降材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用回归现象的应用回归现象的应用(1)高强合金双时效：先在高强合金双时效：先在G.P.区线以下区线以下较低温度时效，形成高弥散的较低温度时效，形成高弥散的G.P.区；区；然后升温，已形成的然后升温，已形成的G.P.区成为非均区成为非均匀形核核心，获得更弥散的脱溶相匀形核核心，获得更弥散的脱溶相 。

材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用回归现象的应用回归现象的应用(2)当需要工件恢复塑性以便于冷加工，当需要工件恢复塑性以便于冷加工，或为了避免淬火变形和开裂而不宜或为了避免淬火变形和开裂而不宜重新进行固溶处理时，可以利用回重新进行固溶处理时，可以利用回归现象材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 铁基合金以及钢铁材料中，脱铁基合金以及钢铁材料中，脱溶和时效也是经常可以遇到的例溶和时效也是经常可以遇到的例如，二次碳化物，三次碳化物析出如，二次碳化物，三次碳化物析出钢在回火时所发生的马氏体分解或钢在回火时所发生的马氏体分解或二次硬化也是脱溶过程二次硬化也是脱溶过程 4 4 铁基合金的脱溶与时效铁基合金的脱溶与时效材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用马氏体时效钢的脱溶马氏体时效钢的脱溶 20世纪世纪50年代开发的超高强度年代开发的超高强度钢之一，钢中钢之一，钢中碳含量极低碳含量极低，规定不，规定不得超过得超过0.03％，所以习惯上虽称其％，所以习惯上虽称其为钢，实际上是铁基合金。

加入大为钢，实际上是铁基合金加入大量的量的Ni是为了获得马氏体并保证良是为了获得马氏体并保证良好的韧性好的韧性材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用马氏体时效钢的化学成分及强度水平马氏体时效钢的化学成分及强度水平材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 淬透性很好，经奥氏体化后空冷和淬透性很好，经奥氏体化后空冷和炉冷至炉冷至Ms点以下即可获得板条马氏体点以下即可获得板条马氏体因其碳含量极低，故强度和硬度均较低，因其碳含量极低，故强度和硬度均较低，加工性能好时效前的屈服极限约为加工性能好时效前的屈服极限约为1000～～1400MPa，时效后屈服极限提高，时效后屈服极限提高到到1400～～3500MPa高强度主要依靠沉高强度主要依靠沉淀强化（时效强化），淀强化（时效强化），因此得名因此得名 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 马氏体时效钢中的马氏体时效钢中的强化相为金强化相为金属间化合物属间化合物。

强化元素有强化元素有Be、、Ti、、Al、、Mo、、Nb等稳定铁素体的合等稳定铁素体的合金元素 马氏体时效钢的脱溶机马氏体时效钢的脱溶机理虽已进行了很多研究工作，但理虽已进行了很多研究工作，但至今尚未完全清楚至今尚未完全清楚材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 马氏体时效钢的时效强化特性与非铁马氏体时效钢的时效强化特性与非铁合金相似时效强化原因有二：合金相似时效强化原因有二：①①由于由于溶质原子向位错偏聚；溶质原子向位错偏聚；②②由于不断从马由于不断从马氏体基体中析出大量弥散分布的超显微氏体基体中析出大量弥散分布的超显微的金属间化合物质点，后者占主导地位的金属间化合物质点，后者占主导地位过时效引起强度降低的原因是析出物质过时效引起强度降低的原因是析出物质点粗化材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用应变时效应变时效 Fe-0.03％％C-0.01％％N的纯铁从的纯铁从730 ℃淬火后进行淬火后进行4％形变，然后立即％形变，然后立即在在30～～100 ℃温度范围时效时，产温度范围时效时，产生明显的硬化现象。

纯铁或低碳钢生明显的硬化现象纯铁或低碳钢经形变后时效时产生的硬化现象称经形变后时效时产生的硬化现象称为应变时效为应变时效材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用5 调幅分解调幅分解 由单相固溶体自发、连续地分解成由单相固溶体自发、连续地分解成两种没有清晰相界面的亚稳共格固溶两种没有清晰相界面的亚稳共格固溶体，其成分存在明显差异（富溶质区体，其成分存在明显差异（富溶质区和贫溶质区），结构都与母相相同，和贫溶质区），结构都与母相相同，这种转变称为这种转变称为调幅分解调幅分解 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 固溶体的分解大都是形核和核固溶体的分解大都是形核和核长大过程，只有调幅分解例外，它长大过程，只有调幅分解例外，它是按是按扩散扩散- -偏聚偏聚机制分解的具有溶机制分解的具有溶解度间隔和拐点曲线的合金，溶质解度间隔和拐点曲线的合金，溶质原子通过上坡扩散偏聚原子通过上坡扩散偏聚材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用调幅分解的热力学条件调幅分解的热力学条件 调幅分解与形核长大型脱溶分调幅分解与形核长大型脱溶分解的最大差别在于，一旦调幅分解解的最大差别在于，一旦调幅分解开始，系统自由能便连续下降，分开始，系统自由能便连续下降，分解过程是自发的，不需要激活能。

解过程是自发的，不需要激活能 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 合金状态图及合金状态图及T1温度下温度下的成分的成分-自由能曲线自由能曲线A，，B两组元晶体结构相同，固态两组元晶体结构相同，固态下完全互溶位于溶解度间下完全互溶位于溶解度间隔（隔（MKN）的合金，从高）的合金，从高温（温（>Tmax）冷却到）冷却到MKN线以下某温度时，将发生两线以下某温度时，将发生两相分解，相分解，α→α1+α2材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 由于向下凸的自由能曲由于向下凸的自由能曲线的二阶导数大于零，向上线的二阶导数大于零，向上凸的自由能曲线的二阶导数凸的自由能曲线的二阶导数小于零必然存在两个连接小于零必然存在两个连接拐点拐点c和和d，其，其d2G/d2C=0将不同温度下出现拐点的成将不同温度下出现拐点的成分点连接起来，得到拐点曲分点连接起来，得到拐点曲线线RKV材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用• 拐点线将（拐点线将（α1+α2）两）两相区分成三个区域。

这意相区分成三个区域这意味着，上述分解反应有两味着，上述分解反应有两种不同方式：（种不同方式：（1）成分）成分位于溶解度间隔线位于溶解度间隔线MKN和拐点线和拐点线RKV之间的一般之间的一般分解；（分解；（2）成分位于拐）成分位于拐点线点线RKV以内的调幅分解以内的调幅分解材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用T1温度下成分在温度下成分在ac（或（或db））之间的合金之间的合金C2分解成分解成Ca和和Cb，体系的自由能由，体系的自由能由G2降至降至G1在分解初期，如果存在小的在分解初期，如果存在小的成分波动，例如在成分波动，例如在C1C3之间，之间，则系统的自由能将从则系统的自由能将从G2提高提高到到G3，所以这样的成分波动，所以这样的成分波动是不稳定的是不稳定的材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用拐点曲线以内的合金如拐点曲线以内的合金如C5，，分解初期成分的任意微小波分解初期成分的任意微小波动，都导致系统的能量下降。

动，都导致系统的能量下降如分解成如分解成C4和和C6两相，系统两相，系统能量从能量从G6降至降至G5一旦分解开始，这一过程将自发进解开始，这一过程将自发进行下去，直到体系达到最低行下去，直到体系达到最低能量能量G4，两相的成分分别达，两相的成分分别达到切点到切点a和和b为止材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用 可见，调幅分解不经历形核阶段，可见，调幅分解不经历形核阶段，几乎不存在形核功，但分解过程（长大）几乎不存在形核功，但分解过程（长大）是通过扩散进行的所以调幅分解是按是通过扩散进行的所以调幅分解是按扩散扩散- -偏聚机制进行的一种特殊相变偏聚机制进行的一种特殊相变材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用形核长大型脱溶形核长大型脱溶材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用调幅分解，成分波动，上坡扩散使低谷的浓调幅分解，成分波动，上坡扩散使低谷的浓度越来越低，峰部的浓度越来越高，这一过度越来越低，峰部的浓度越来越高，这一过程满足调幅分解的热力学条件，体系的能量程满足调幅分解的热力学条件，体系的能量下降。

在下降在T1温度下，低谷和峰部的成分必须温度下，低谷和峰部的成分必须分别达到平衡成分分别达到平衡成分Ca和和Cb（图（图b） 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用调幅分解的组织结构调幅分解的组织结构 新相和母相仅存在成分差异，晶体结新相和母相仅存在成分差异，晶体结构相同，产生的应力应变较小，所以新构相同，产生的应力应变较小，所以新相和母相之间始终保持完全共格关系相和母相之间始终保持完全共格关系调幅分解时的成分呈周期性变化，因此调幅分解时的成分呈周期性变化，因此它的组织也有明显的规律性大多数调它的组织也有明显的规律性大多数调幅分解组织具有定向排列特征幅分解组织具有定向排列特征材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用（（1）具有脱溶沉淀转变的最基本条）具有脱溶沉淀转变的最基本条件是，合金在平衡状态图上有固溶件是，合金在平衡状态图上有固溶度变化。

合金的基体金属无同素异度变化合金的基体金属无同素异构转变，或有同素异构转变但相变构转变，或有同素异构转变但相变强化、固溶强化效果不显著时，固强化、固溶强化效果不显著时，固溶溶+时效处理成为最主要的强化方式时效处理成为最主要的强化方式之一之一材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用（（2）在一定温度下，过饱和固溶体的过）在一定温度下，过饱和固溶体的过饱和度要下降，将从过饱和固溶体中析饱和度要下降，将从过饱和固溶体中析出新相，该过程的终点是获得无过饱和出新相，该过程的终点是获得无过饱和度的固溶体加另一端际固溶体或化合物度的固溶体加另一端际固溶体或化合物其间要经历一个或几个亚稳过渡脱溶相其间要经历一个或几个亚稳过渡脱溶相的析出过程的析出过程Al-Cu合金的沉淀脱溶贯合金的沉淀脱溶贯序为序为α→G.P.→θ〞〞→θ´→θ；；材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用（（3）脱溶沉淀是典型的扩散型转变，）脱溶沉淀是典型的扩散型转变，符合扩散型相变的所有热力学和动符合扩散型相变的所有热力学和动力学基本规律；力学基本规律； （（4）时效强化是位）时效强化是位错与析出相交互作用的结果，位错错与析出相交互作用的结果，位错与析出相存在三种交互作用机制：与析出相存在三种交互作用机制：内应力强化、位错切过和位错绕过内应力强化、位错切过和位错绕过析出相颗粒；析出相颗粒；材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态态 相相 变变 原原 理理 与与 应应 用用（（5）时效后合金的性能由固溶体）时效后合金的性能由固溶体过饱和程度，基体回复与再结晶以过饱和程度，基体回复与再结晶以及析出相共同决定，当析出相与母及析出相共同决定，当析出相与母相的共格关系破坏及析出相粗化时，相的共格关系破坏及析出相粗化时，时效强化的效果开始回落；（时效强化的效果开始回落；（6））调幅分解是一个无形核、无需激活调幅分解是一个无形核、无需激活能的、自发连续的上坡扩散长大过能的、自发连续的上坡扩散长大过程。