1、 1. 固溶處理、時效、時效硬固溶處理、時效、時效硬 化、脫溶的基本概念。化、脫溶的基本概念。 2. 合金的脫溶過程和脫溶物的結構。合金的脫溶過程和脫溶物的結構。 3. 合金過飽和固溶體脫溶轉變的熱力學和動力學。合金過飽和固溶體脫溶轉變的熱力學和動力學。 4. 合金過飽和固溶體脫溶后的組織。合金過飽和固溶體脫溶后的組織。 5. 合金過飽和固溶體脫溶轉變時的性能變化。合金過飽和固溶體脫溶轉變時的性能變化。 6. 合金時效時產物的合金時效時產物的強化機制強化機制。 7. 合金時效應用舉例。合金時效應用舉例。 目前工業上主要采用：目前工業上主要采用： 形變強化形變強化 時效強化時效強化 固溶強化固溶

2、強化 細晶強化細晶強化 第二相強化第二相強化 其中其中固溶處理固溶處理+時效處理時效處理是金屬材料的最重要的強是金屬材料的最重要的強化處理手段。化處理手段。 將合金加熱到一定溫度，使合金元素溶入到固將合金加熱到一定溫度，使合金元素溶入到固溶體中，然后取出溶體中，然后取出快速冷卻快速冷卻，得到過飽和固溶體的熱，得到過飽和固溶體的熱處理過程，稱為處理過程，稱為固溶處理固溶處理，又稱為，又稱為無多型性轉變的淬無多型性轉變的淬火火。 過飽和固溶體在室溫放置或加熱到某一溫度時，將在過飽和固溶體在室溫放置或加熱到某一溫度時，將在基體中析出彌散分布的第二相的過程稱作基體中析出彌散分布的第二相的過程稱作時效時

3、效。 時效過程使合金的強度、硬度增高的現象稱為時效過程使合金的強度、硬度增高的現象稱為時效強時效強化化或或時效硬化時效硬化。 時效過程中析出均勻彌散的共格或半共格的亞穩相，時效過程中析出均勻彌散的共格或半共格的亞穩相，在基體中能形成強烈的應變場。在基體中能形成強烈的應變場。 通過固溶處理和時效可以將合金的強度提高百分之幾通過固溶處理和時效可以將合金的強度提高百分之幾十甚至幾倍。十甚至幾倍。 幾種有色合金的熱處理強化效果幾種有色合金的熱處理強化效果合金合金鋁合金鋁合金鎂合金鎂合金鈹青銅鈹青銅牌號牌號2A012A12ZM5QBe2抗拉強度抗拉強度MPa160(退火退火)230(退火退火)180(鑄

4、態鑄態)180(軟態軟態)300(淬火自淬火自然時效然時效)440(淬火自淬火自然時效然時效)440(淬火人淬火人工時效工時效)440(淬火人淬火人工時效工時效) 固溶時效處理的一般步驟：固溶時效處理的一般步驟：固溶處理固溶處理 過飽和過飽和固溶體固溶體 時效時效(析出析出) 飽和固溶體析出相飽和固溶體析出相(彌散彌散相相)。 合金固溶合金固溶( (淬火淬火) )處理處理+ +時效熱處理時效熱處理，其工藝操作與鋼，其工藝操作與鋼基本相似，但強化機理與鋼有本質上的不同。基本相似，但強化機理與鋼有本質上的不同。固溶時效處理示意圖固溶時效處理示意圖 : : (1) (1)加入基體金屬中的合金元素應有

5、較高的極限固加入基體金屬中的合金元素應有較高的極限固溶度，且在其相圖上有固溶度變化，其固溶度隨溫度溶度，且在其相圖上有固溶度變化，其固溶度隨溫度降低而顯著減小；降低而顯著減小； (2)(2)淬火后形成過飽和固溶體在時效過程中能析出淬火后形成過飽和固溶體在時效過程中能析出均勻，彌散的共格或半共格的亞穩相，在基體中能形均勻，彌散的共格或半共格的亞穩相，在基體中能形成強烈的應變場。成強烈的應變場。 (3)(3)沉淀強化相是硬度高的質點。沉淀強化相是硬度高的質點。 ： G.P區的形成區的形成 的形成的形成 的形成的形成 的形成的形成 以以Al-Cu合金為例。合金為例。在室溫時的最大溶解度為在室溫時的最

6、大溶解度為0.5%Cu，而在，而在548時，極限溶解度為時，極限溶解度為5.6%Cu。其。其脫溶順序為：脫溶順序為：， 脫溶驅動力：脫溶驅動力： 新相和母相的體系自由能差新相和母相的體系自由能差. . 脫溶阻力：脫溶阻力： 形成脫溶相的界面能和應變能形成脫溶相的界面能和應變能。 G.P.區：區：G1a b 相：相：G2a c 相：相：G3a d 相：相： G4a e 經固溶處理獲得的過飽和固溶體經固溶處理獲得的過飽和固溶體, ,在發生分解之前在發生分解之前有一段準備過程有一段準備過程, ,這段時間稱為這段時間稱為。隨后，銅原子。隨后，銅原子在鋁基固溶體在鋁基固溶體( (面心立方晶格面心立方晶格

7、) )的的100100晶面上偏聚，形晶面上偏聚，形成成，稱為，稱為。 1. ： (1) 在過飽和固溶體的分解初期形成，形成速度很在過飽和固溶體的分解初期形成，形成速度很快，均勻分布。快，均勻分布。 (2) 晶體結構與母相過飽和固溶體相同，并與母相晶體結構與母相過飽和固溶體相同，并與母相保持共格關系。保持共格關系。 (3) 在熱力學上是亞穩定的。在熱力學上是亞穩定的。 (4) G.P區在電子顯微鏡下觀察呈圓盤狀，有時候呈區在電子顯微鏡下觀察呈圓盤狀，有時候呈球狀或針狀。球狀或針狀。 G.P.區與母相保持共格關系，界面能較小，彈性應變能較大。區與母相保持共格關系，界面能較小，彈性應變能較大。 G.

8、P.區的形狀與溶質和溶劑的原子半區的形狀與溶質和溶劑的原子半 徑差有關徑差有關。R小于小于 3時析出物呈球狀，時析出物呈球狀， R大于大于 5時析出物時析出物呈圓盤狀。呈圓盤狀。 3. G.P.區形成的原因區形成的原因: G.P區的形核是均勻分布的，其形核率與晶體中區的形核是均勻分布的，其形核率與晶體中非均勻分布的位錯無關，而強烈依賴于淬火所保留非均勻分布的位錯無關，而強烈依賴于淬火所保留下來的空位濃度（因為空位能幫助溶質原子遷移）下來的空位濃度（因為空位能幫助溶質原子遷移）。凡是能增加空位濃度的因素均能促進凡是能增加空位濃度的因素均能促進G.P區的形成區的形成。 在在GPIGPI區的基礎上銅

9、原子進一步偏聚，區的基礎上銅原子進一步偏聚，GPGP區區進一步擴大，并有序化，即進一步擴大，并有序化，即，稱為，稱為GPGP 區區，為過渡相，為過渡相. .常用常用表示。表示。 由于由于相區與基體仍保持共格關系，因此其周相區與基體仍保持共格關系，因此其周圍基體產生彈性畸變，它比圍基體產生彈性畸變，它比GPIGPI區周圍的畸變更大區周圍的畸變更大, , 對位錯運動的阻礙進一步增大，時效強化作用更大。對位錯運動的阻礙進一步增大，時效強化作用更大。 相周圍的彈性畸變區相周圍的彈性畸變區 相相TEM圖像圖像 從從 G.P.G.P.區轉變為過渡相的過程可能有兩種情況區轉變為過渡相的過程可能有兩種情況：

10、以以 G.P.G.P.區為基礎逐漸演變為過渡相，如區為基礎逐漸演變為過渡相，如A1-CuA1-Cu合合金以金以 G.P.G.P.區為基礎，沿其直徑方向和厚度方向區為基礎，沿其直徑方向和厚度方向( (以以厚度方向為主厚度方向為主) )長大形成過渡相長大形成過渡相相。相。 與與 G.P.G.P.區無關，過渡相獨立地均勻形核長大，區無關，過渡相獨立地均勻形核長大，如如Al-AgAl-Ag合金。合金。 隨著時效過程銅原子在隨著時效過程銅原子在相基礎上繼續偏聚，片狀相基礎上繼續偏聚，片狀相周相周圍的共格關系部分遭到破壞，當圍的共格關系部分遭到破壞，當Cu和和Al原子比為原子比為1:2時，形成時，形成過渡

11、相過渡相。呈圓片狀或碟形，尺寸為。呈圓片狀或碟形，尺寸為100nm數量級。數量級。 對位錯運動的阻礙作用對位錯運動的阻礙作用減小，硬度開始降低。減小，硬度開始降低。 相與基體相與基體之間仍然保之間仍然保持部分共格關系，而持部分共格關系，而相與相與相則保持完全共格相則保持完全共格關系。關系。 時效后期，隨時效后期，隨相的成長，過渡相相的成長，過渡相從鋁基從鋁基固溶體中完全脫溶，形成與基體有明顯相界面的獨立固溶體中完全脫溶，形成與基體有明顯相界面的獨立的穩定相的穩定相CuAlCuAl2 2，稱為，稱為相，相，相與基體無共格關系。相與基體無共格關系。 以上討論表明，以上討論表明，Cu-AlCu-Al

12、合金時效的基本過程可以概括合金時效的基本過程可以概括為：為： 過飽和固溶體過飽和固溶體形成銅原子富集區形成銅原子富集區(GP(GP區區)銅原銅原子富集區有序化子富集區有序化相相形成過渡相形成過渡相析出穩定析出穩定相相(CuAl(CuAl2 2)+)+平衡的平衡的固溶體固溶體。 脫溶相形成后，在一定的條件下，溶質原子繼續脫溶相形成后，在一定的條件下，溶質原子繼續向晶核聚集，使脫溶相不斷長大。向晶核聚集，使脫溶相不斷長大。 界面能的降低就是脫溶相的粗化的驅動力。界面能的降低就是脫溶相的粗化的驅動力。 是等溫溫度升是等溫溫度升高，脫溶速度加快；但溫度升高時固溶體過飽高，脫溶速度加快；但溫度升高時固溶

13、體過飽和度減小，臨界晶核尺寸增大，又使脫溶速度和度減小，臨界晶核尺寸增大，又使脫溶速度減慢。減慢。 時效溫度越高，固溶體時效溫度越高，固溶體的過飽和度就越小，脫溶過程的階段也就的過飽和度就越小，脫溶過程的階段也就 越少越少；而在同一時效溫度下合金的溶質原子濃度越；而在同一時效溫度下合金的溶質原子濃度越低，其固溶體過飽和度就越小，則脫溶過程的低，其固溶體過飽和度就越小，則脫溶過程的階段也就越少。階段也就越少。 凡是影響形核率和長大速度的因素，都會影響凡是影響形核率和長大速度的因素，都會影響過飽和固溶體脫溶過程動力學。其影響因素包括過飽和固溶體脫溶過程動力學。其影響因素包括 晶體缺陷的影響晶體缺陷

14、的影響 合金成分的影響合金成分的影響 時效溫度的影響時效溫度的影響 增加晶體缺陷，將使新相易于形成，使脫溶速度加快增加晶體缺陷，將使新相易于形成，使脫溶速度加快 G.P.區形成時，區形成時，Cu 原子按空位機制擴散。空位濃度就愈高原子按空位機制擴散。空位濃度就愈高，G.P.區的形成速度愈快。區的形成速度愈快。 位錯、層錯以及晶界等晶體缺陷具有與空位相似的作用，位錯、層錯以及晶界等晶體缺陷具有與空位相似的作用，往往成為過渡相和平衡相的非均勻形核的優先部位。往往成為過渡相和平衡相的非均勻形核的優先部位。 A1-Cu 合金中的合金中的相、相、相及相及相的析出也是需要通過相的析出也是需要通過 Cu 原

15、子的擴散，因此也與固溶體中的空位濃度有關。原子的擴散，因此也與固溶體中的空位濃度有關。 在相同的時效溫度下，合金的熔點越低，脫溶速度就在相同的時效溫度下，合金的熔點越低，脫溶速度就越快。低熔點合金的時效溫度較低，而高熔點合金的越快。低熔點合金的時效溫度較低，而高熔點合金的時效溫度較高，如時效溫度較高，如 Al 合金在合金在 200以下，馬氏體以下，馬氏體 時時效鋼在效鋼在 500左右。左右。 一般來說，隨溶質濃度增加，脫溶過程加快。一般來說，隨溶質濃度增加，脫溶過程加快。 有些元素對時效各個階段的影響是不同的，如有些元素對時效各個階段的影響是不同的，如 Cd、Sn 使使 G.P.區區 形成速度

16、顯著降低。但形成速度顯著降低。但 能促進能促進相沿相沿晶界析出。晶界析出。 時效溫度越高，原子活動性就越強，脫溶速度也就時效溫度越高，原子活動性就越強，脫溶速度也就越快。越快。 但是隨著時效溫度升高，化學自由能差減小，同時但是隨著時效溫度升高，化學自由能差減小，同時固溶固溶 體的過飽和度也減小，這些又使脫溶速度降低體的過飽和度也減小，這些又使脫溶速度降低，甚至不再脫溶，甚至不再脫溶 A1-4Cu-0.5Mg 合金的時效溫度從合金的時效溫度從 200提高提高到到 220，時效時間可以從，時效時間可以從 4h 縮短為縮短為 1h。 局部脫溶局部脫溶、連續脫溶連續脫溶和和非連續脫溶非連續脫溶。 局部

17、脫溶析出物的晶核優先在晶界、亞晶界、滑移面、局部脫溶析出物的晶核優先在晶界、亞晶界、滑移面、孿晶界面、位錯線、孿晶及其他缺陷處形成，這是由于這些孿晶界面、位錯線、孿晶及其他缺陷處形成，這是由于這些區域能量高，可以提供形核所需的能量。區域能量高，可以提供形核所需的能量。 常見的局部脫溶有滑移面析出和晶界析出。常見的局部脫溶有滑移面析出和晶界析出。 某些時效型合金某些時效型合金( (如鋁基、鈦基、如鋁基、鈦基、鐵基，鎳基等鐵基，鎳基等) )在晶界析出的同時，在晶界析出的同時，還會在晶界附近形成一個還會在晶界附近形成一個。 在合金的脫溶過程中，脫溶物附近基體中的濃度在合金的脫溶過程中，脫溶物附近基體

18、中的濃度變化為連續的即稱為變化為連續的即稱為。 連續脫溶可分為連續脫溶可分為和和。均勻脫。均勻脫溶的析出物較均勻地分布在基體中，非均勻脫溶的析溶的析出物較均勻地分布在基體中，非均勻脫溶的析出物的晶核優先在晶體缺陷處形成。非均勻脫溶有出物的晶核優先在晶體缺陷處形成。非均勻脫溶有和和。 沿晶界不均勻形核，然后向晶內擴展；其脫溶物沿晶界不均勻形核，然后向晶內擴展；其脫溶物中的中的相和母相相和母相之間的溶質濃度不連續而稱為非之間的溶質濃度不連續而稱為非連續脫溶。非連續脫溶脫溶時兩相耦合成長，與共連續脫溶。非連續脫溶脫溶時兩相耦合成長，與共析轉變很相似。可表示為：析轉變很相似。可表示為：0 0=1 1+

19、 是在晶界上形成界是在晶界上形成界限明顯的領域，稱為限明顯的領域，稱為、。胞狀物一般。胞狀物一般由兩相所組成：一相為平衡脫溶物，大多呈片狀；由兩相所組成：一相為平衡脫溶物，大多呈片狀；另一相為基體，系貧化的固溶體，有一定的過飽和另一相為基體，系貧化的固溶體，有一定的過飽和度。度。 ： 由共析轉變形成的珠光體中的兩相由共析轉變形成的珠光體中的兩相(+Fe(+Fe3 3C)C)與母相在結構和成分上完全不同，而由非連續脫溶所與母相在結構和成分上完全不同，而由非連續脫溶所形成的胞狀物的兩相形成的胞狀物的兩相(0 01 1+)+)中必有一相的結中必有一相的結構與母相相同，只是其溶質原子濃度不同于母相而已

20、構與母相相同，只是其溶質原子濃度不同于母相而已。 () 界面濃度變化不同界面濃度變化不同 () 前者伴生再結晶，而后者不伴生再結晶。前者伴生再結晶，而后者不伴生再結晶。 () 前者析出物集中于晶界上，至少在析出過程初期如此前者析出物集中于晶界上，至少在析出過程初期如此，并形成胞狀物；而后者析出物則分散于晶粒內部，并形成胞狀物；而后者析出物則分散于晶粒內部， 較為均較為均勻；勻； () 后者屬于短程擴散，而前者屬于長程擴散。后者屬于短程擴散，而前者屬于長程擴散。 脫溶沉淀時的顯微組織變化序列可能的三種情況脫溶沉淀時的顯微組織變化序列可能的三種情況 (a)(a)首先發生連續非均勻脫溶首先發生連續非

21、均勻脫溶( (滑移面和晶界析出滑移面和晶界析出) )，接著，接著發生連續均勻脫溶，連續均勻脫溶物尺寸很小。發生連續均勻脫溶，連續均勻脫溶物尺寸很小。 (b)(b)隨時間延長，連續均勻脫溶物已經長大。而再晶界和隨時間延長，連續均勻脫溶物已經長大。而再晶界和滑移面上的連續非均勻脫溶物也已經長大，在晶界兩側形成滑移面上的連續非均勻脫溶物也已經長大，在晶界兩側形成了無析出區，已經發生了過時效。了無析出區，已經發生了過時效。 (c)(c)隨時效過程的發展，析出物發生粗化和球化，連續非隨時效過程的發展，析出物發生粗化和球化，連續非均勻脫溶和均勻脫溶的析出物已經難以區別。基體中的溶質均勻脫溶和均勻脫溶的析出

22、物已經難以區別。基體中的溶質濃度貧化，但基體未發生再結晶。濃度貧化，但基體未發生再結晶。 (a)(a)表示首先發生非連續脫溶，接著發生連續脫溶。表示首先發生非連續脫溶，接著發生連續脫溶。 從從(a)(a)到到(c)(c)表示非連續脫溶的胞狀組織表示非連續脫溶的胞狀組織( (包括伴生的再結晶包括伴生的再結晶) )從晶界擴展至整個基體。從晶界擴展至整個基體。 (d)(d)表示析出物發生了粗化和球化。基體中溶質已發生貧化表示析出物發生了粗化和球化。基體中溶質已發生貧化，并已經發生了再結晶而使基體晶粒細化。，并已經發生了再結晶而使基體晶粒細化。 (a)(a)到到(c)(c)表示非連續脫溶的胞狀組織表示

23、非連續脫溶的胞狀組織( (伴生的再結伴生的再結晶晶) )從晶界擴展至整個基體。從晶界擴展至整個基體。 (d)(d)表示析出物粗化和球化。表示析出物粗化和球化。 是指在較低溫度下進行的時效，其硬度變化曲線的特是指在較低溫度下進行的時效，其硬度變化曲線的特點是硬度一開始就迅速上升，達一定值后硬度緩慢上升或者點是硬度一開始就迅速上升，達一定值后硬度緩慢上升或者基本上保持不變。基本上保持不變。 冷時效的溫度越高，硬度上冷時效的溫度越高，硬度上升就越快，所能達到的硬度升就越快，所能達到的硬度也就越高。冷時效過程中主也就越高。冷時效過程中主要形成要形成G.P.G.P.區。區。 是指在較高溫度下發生的時效，

24、硬度變化規律是開是指在較高溫度下發生的時效，硬度變化規律是開始有一個孕育期，接著硬度迅速上升，達到一極大值后又隨時始有一個孕育期，接著硬度迅速上升，達到一極大值后又隨時間延長而下降。溫時效的溫度越高，硬度上升就越快，達最大間延長而下降。溫時效的溫度越高，硬度上升就越快，達最大值的時間就越短，但所能達到的最大硬度反而就越低。值的時間就越短，但所能達到的最大硬度反而就越低。 冷時效與溫時效的溫度界冷時效與溫時效的溫度界限視合金而異，限視合金而異，A1A1合金一般約合金一般約在在100100左右。冷時效與溫時左右。冷時效與溫時效往往是交織在一起的。效往往是交織在一起的。 Al-38%Ag合金時效過程

25、硬度合金時效過程硬度變化曲線變化曲線 2159(Al-Cu-Mn-Mg基基)鋁合金鋁合金180時效硬化變化曲線時效硬化變化曲線 不同成分的不同成分的A1-CuA1-Cu合金在合金在130130時效時硬度時效時硬度與脫溶相的變化規律。時效硬化主要依靠形成與脫溶相的變化規律。時效硬化主要依靠形成 G.P.G.P.區和區和相，以形成相，以形成相的強化效果最相的強化效果最大，當出大，當出 現現相以后合金的硬度下降。相以后合金的硬度下降。 時效前期時效前期，彌散析出相所引起的硬化超，彌散析出相所引起的硬化超過了另外兩個因素所引起的軟化，因此硬過了另外兩個因素所引起的軟化，因此硬度將不斷升高并可達到某一極

26、大值。度將不斷升高并可達到某一極大值。時效后期時效后期，由于析出相所引起的硬化小于，由于析出相所引起的硬化小于另外兩個因素所引起的軟化，故導致硬度另外兩個因素所引起的軟化，故導致硬度下降，此為溫時效。若時效時僅形成下降，此為溫時效。若時效時僅形成 G.P.G.P.區，硬度將單調上升并趨于一恒定值區，硬度將單調上升并趨于一恒定值，此為冷時效。，此為冷時效。 為獲得更好的時效強化效果，固溶處理時應盡可能使強化為獲得更好的時效強化效果，固溶處理時應盡可能使強化組元最大限度的溶解到固溶體基體中。固溶處理溫度越高，組元最大限度的溶解到固溶體基體中。固溶處理溫度越高，冷卻速度越快，所獲得的固溶體過飽和程度

27、越大，經時效后冷卻速度越快，所獲得的固溶體過飽和程度越大，經時效后產生的時效強化效果越大。產生的時效強化效果越大。 : 。 ： 在保證合金不發生過熱、過燒及晶粒長大的前提在保證合金不發生過熱、過燒及晶粒長大的前提下，固溶處理溫度盡可能提高，保溫時間長些，有下，固溶處理溫度盡可能提高，保溫時間長些，有利于獲得最大過飽和度的均勻固溶體。利于獲得最大過飽和度的均勻固溶體。 時效溫度高，脫溶沉淀過程加快，合金達最高強度所時效溫度高，脫溶沉淀過程加快，合金達最高強度所需時間縮短，但過高時最高強度值會降低，強化效果需時間縮短，但過高時最高強度值會降低，強化效果不佳。不佳。 若溫度過低，原子擴散困難，時效過

28、程極慢，隨著時若溫度過低，原子擴散困難，時效過程極慢，隨著時效時間的延長，合金的強度不斷升高，表現出明顯的效時間的延長，合金的強度不斷升高，表現出明顯的時效強化效果，但沒有達到最高值，為時效強化效果，但沒有達到最高值，為。 細小的強化相剛好均勻析出時，合金的強度細小的強化相剛好均勻析出時，合金的強度達到最大值，為達到最大值，為。 若時效時間過長若時效時間過長( (或溫度過高或溫度過高) )平衡相長大粗平衡相長大粗化反而使合金軟化，合金的強度隨著時效時化反而使合金軟化，合金的強度隨著時效時間的延長而逐漸下降，為間的延長而逐漸下降，為。 。 統計表明，最佳時效溫度與合金熔點之間存在如下關系：統計表

29、明，最佳時效溫度與合金熔點之間存在如下關系：。 一般固溶熱處理的淬火轉移時間應盡可能一般固溶熱處理的淬火轉移時間應盡可能地短，以免合金元素的擴散析出而降低合地短，以免合金元素的擴散析出而降低合金的性能。金的性能。 時效分為時效分為單級時效單級時效或或分級時效分級時效。 單級時效單級時效指在單一溫度下進行的時效過程。指在單一溫度下進行的時效過程。分級分級時效時效是在不同溫度下進行兩次時效或多次時效。是在不同溫度下進行兩次時效或多次時效。 分級時效一般采用在分級時效一般采用在較低溫度較低溫度T1進行預時效，進行預時效，使合金獲得高密度和均勻的使合金獲得高密度和均勻的G.P.區，為雙級時效提區，為雙

30、級時效提供了均勻形核的條件，在稍高溫度供了均勻形核的條件，在稍高溫度T2保持一定時保持一定時間進行最終時效，其目的是達到必要的脫溶程度間進行最終時效，其目的是達到必要的脫溶程度以及獲得尺寸較為理想的脫溶相以及獲得尺寸較為理想的脫溶相。 圖圖4-51 分級時效溫度分級時效溫度-時間關系示意圖時間關系示意圖Ts-固溶處理溫度；固溶處理溫度；Td-淬火介質溫度；淬火介質溫度；T1-第一階段時效溫度第一階段時效溫度；T2-第二階段時效溫度；第二階段時效溫度；Tc-臨界溫度臨界溫度 分級時效由于溫度稍高，合金進入過時效區的可能性增大分級時效由于溫度稍高，合金進入過時效區的可能性增大，故所獲得合金的強度比

31、單級時效略低，但是分級時效處理后，故所獲得合金的強度比單級時效略低，但是分級時效處理后的合金，其的合金，其斷裂韌性值高斷裂韌性值高，并提高了，并提高了應力腐蝕抗力應力腐蝕抗力。 如硬鋁如硬鋁2A04于于200經經24h單級時效后的抗拉強度單級時效后的抗拉強度600MPa，但抗應力腐蝕壽命較短，在應力腐蝕條件下，但抗應力腐蝕壽命較短，在應力腐蝕條件下58h即發生斷裂即發生斷裂，而與，而與170經經8h時效后再于時效后再于200經經8h分級時效后的抗拉強度分級時效后的抗拉強度僅有僅有574MPa，在應力腐蝕條件下，在應力腐蝕條件下1500h仍未發生斷裂。仍未發生斷裂。圖圖4-51 分級時效溫度分級

32、時效溫度-時間關系示意圖時間關系示意圖Ts-固溶處理溫度；固溶處理溫度；Td-淬火介質溫度；淬火介質溫度；T1-第一階段時效溫度第一階段時效溫度；T2-第二階段時效溫度；第二階段時效溫度；Tc-臨界溫度臨界溫度 如如Si、Mn、Fe、Ni等在鋁中的固溶度比較小，且隨溫度變化等在鋁中的固溶度比較小，且隨溫度變化不大不大. Mg、Zn雖然在鋁基固溶體中有較大的固溶度，但它們與鋁形雖然在鋁基固溶體中有較大的固溶度，但它們與鋁形成的化合物的結構與基體差異不大，強化效果甚微。成的化合物的結構與基體差異不大，強化效果甚微。 Al-Cu合金，合金，Al-Mg-Si、Al-Cu-Mg-Si合金等，它們在熱處理

33、合金等，它們在熱處理過程中有溶解度和固態相變，能形成過程中有溶解度和固態相變，能形成CuAl2、Mg2Si、Al2CuMg、Mg2Zn等，則在時效析出過程中形成的等，則在時效析出過程中形成的G.P.區的區的結構就比較復雜，結構就比較復雜，引起的畸變亦較嚴重。因引起的畸變亦較嚴重。因此，合金的時效強化效果就較為顯著。此，合金的時效強化效果就較為顯著。 是由于母相中的位錯與析出相之間的交互作用引是由于母相中的位錯與析出相之間的交互作用引起的。可按位錯通過析出相的方式不同將時效硬化機制起的。可按位錯通過析出相的方式不同將時效硬化機制 分為分為以下三類：以下三類： 相周圍的彈性畸變區相周圍的彈性畸變區

34、 ： 1) 時效初期形成的時效初期形成的 G.P.區與母相保持共格關系，具有內應區與母相保持共格關系，具有內應變強化效應，再加上切過強化效應而使硬度顯著升高。隨著變強化效應，再加上切過強化效應而使硬度顯著升高。隨著時效時間的延長，時效時間的延長，G.P.區數量增多，硬度不斷升高。當區數量增多，硬度不斷升高。當 G.P.區區數量達到某一平衡值時硬度不再增加，出現一個平臺。數量達到某一平衡值時硬度不再增加，出現一個平臺。 2) 2) 隨后析出的隨后析出的相也與母相相也與母相保持共格關系，在其周圍也形成強保持共格關系，在其周圍也形成強內應力場，位錯線也可以切過內應力場，位錯線也可以切過相，故相，故相的析出使硬度和強度相的析出使硬度和強度進一步升高，并隨進一步升高，并隨相數量及尺相數量及尺寸的增加而增加。寸的增加而增加。 3) 3) 析出