車輛轉向機構

[拼音]：tuorong

[英文]：precipitation

在過飽和固溶體中，呈溶質原子發生偏聚，並沉澱析出新相的現象。幾種有脫溶分解的合金相圖形式及相圖中發生脫溶分解典型合金的位置如圖1所示。

脫溶的分類

按造成脫溶的分解條件，可把脫溶分為平衡脫溶和時效脫溶；按脫溶的地區分佈和脫溶過程，可把脫溶分為連續脫溶和不連續脫溶。

平衡脫溶

指緩慢冷卻過程中合金按相圖發生轉變，從固溶體中不斷析出第二相。如圖1a中 β─→β＋α（或β＋γ），或α─→α＋γ，這種轉變也稱為單相脫溶，指母相中析出富溶質原子的新相（沉澱相），母相保持原來的晶型，但其中溶質原子濃度則是飽和狀態。

時效脫溶

簡稱時效，或稱脫溶分解。固溶體自高溫急冷到固態溶解度曲線以下，由於冷卻速度快，沉澱產物來不及析出，形成了過飽和固溶體，然後在較低的溫度下這種不穩定的過飽和固溶體隨著時間變化發生脫溶分解。隨時效溫度和固溶體合金成分的不同，時效脫溶過程中會析出各種彌散分佈的亞穩定沉澱相，這種亞穩定沉澱相與母相共格或區域性共格，使合金強化。時效脫溶是一種金屬的強化方法，所以也稱時效強化或沉澱硬化。

連續脫溶

或稱連續沉澱，是指單相脫溶過程在母相中各處同時進行，這通常是在過飽和程度比較低的情況下發生，或者在沉澱相與母相錯配度比較大的合金中出現。脫溶分解時母相成分連續地由過飽和狀態向飽和狀態轉變，母相的晶粒外形和取向均不改變的一種脫溶分解。連續脫溶又可分為二類：

（1）均勻脫溶。指沉澱相在母相晶粒內均勻分佈，與母相常有一定位向關係。常見的是平行於基體低指數面呈片狀魏氏組織形貌；

（2）不均勻的脫溶。指在晶界、滑移帶、非共格孿晶界等處優先形核，析出過渡沉澱相或穩定的沉澱相。

在過冷度較小的情況下，通常發生不均勻脫溶；過冷度較大時，則傾向於均勻沉澱。

不連續脫溶

又稱飽和脫溶，指過飽和固溶體α'分解時，先在母相晶界形核，析出穩定的沉澱相γ，同時在沉澱相兩側形成接近平衡濃度的α相，以層片的形式向晶界一側生長形成胞狀產物(圖2)，此時過飽和α'同飽和的α之間有明顯相界。這被認為是由於沉澱物在晶界形核後，以層片狀相間分佈向一個非共格關係的晶粒內快速生長的結果。所以已分解的部分與未分解的基體有明確分界，介面上溶質濃度也呈突然變化。不連續脫溶通常在高度過飽和的固溶體中出現，而過飽和程度低的固溶體則傾向於連續脫溶。但在同一合金中，有可能同時產生連續脫溶和不連續脫溶，如Al-18Ag合金；但二者的沉澱相不同，連續脫溶的沉澱相是亞穩過渡相γ'，而不連續脫溶的沉澱相是穩定的γ相。

鋁銅合金的時效

圖3a是Al-Cu合金經550℃固溶熱處理、淬火得到α過飽和固溶體，然後在 130℃時效時的硬度變化曲線。由X射線衍射分析和電子顯微鏡觀察證明，效能變化和析出的沉澱相有關。對於含銅較高的Al-Cu合金，在較低的時效溫度下，時效分解的序列是：

GP區─→θ"(GPⅡ區)─→θ'─→θ其中GP區是紀尼埃(A.Guinier)和普雷斯頓(G.D.Prest-on)各自在1938年從研究Al－Cu固溶體單晶時效後的X射線衍射的勞厄照片中發現的。它是沿基體｛100｝面的銅原子偏聚區，後來電子顯微鏡觀察也證明GP區呈圓盤狀，直徑約30～80┱（尺寸因時效溫度而變化），厚度是在基體的｛100｝面上由一層或兩層銅原子所組成。平均銅濃度可達90％，在基體中的分佈密度為1017～1018cm-3。

隨時效時間的延長，或時效溫度的提高，GP區急劇長大，銅原子和鋁原子形成規則的排列，呈正方有序化結構（a=b=4.04┱，c=7.68┱），一般稱為θ"過渡相（或GPⅡ區）;其厚度為8～20┱，直徑為150～400┱;θ"過渡相與母相完全共格，但在

z

軸方向產生約4％的錯配。因此，在θ"過渡相附近造成了彈性共格應變場。隨時效時間的增加，θ"過渡相的密度不斷增大，基體內的畸變區不斷增多，使合金的硬度、強度，尤其是屈服強度不斷提高。

繼續增加時效時間或提高時效溫度，θ"過渡相轉變為θ'過渡相。θ'相是直徑為100～6000┱、厚度為 100～150┱的圓片，密度為1011釐米-3。晶型也是正方結構，a＝b＝4.04┱，c＝5.80┱，位向關係(001)θ'∥(001)α，[110]θ'∥[110]α，成分已接近穩定相θ(CuAl2)。由於

z

軸方向的錯配量過大（約30％），在(010)和(100)面上的完全共格遭到破壞，在電子顯微鏡中可以看到θ'相質點周圍存在有位錯圈，說明與基體間僅存在著區域性共格，應變場減弱；硬度和強度開始下降。超過峰值硬度後的時效(圖3a)，稱為“過時效”。

鋁銅合金時效脫溶分解的穩定相θ(CuAl2)， 是一種金屬間化合物，呈體心正方結構:a=b=6.066┱，c=4.874┱，與基體不共格。出現θ相後合金完全失去時效強化作用。

上述鋁銅合金在時效脫溶分解中可能出現的脫溶產物及其順序，顯然是受合金熱力學及動力學條件約束的。因之當時效溫度或合金成分變動時，脫溶情況會有所變化，在有些合金的時效脫溶過程中就不出現GP區或過渡相（圖3a，圖b）。附表列舉了一些合金的時效脫溶分解序列。

應變時效和屈服現象

含有少量填隙固溶雜質原子的體心立方金屬，如低碳鋼，在單軸拉伸時出現明顯屈服點並有屈服平臺。如在應變超過屈服平臺後解除安裝，然後立即拉伸，則屈服平臺現象消失。但如經時效後再拉伸，則發現屈服點抬高，又出現明顯平臺，如圖4。這種現象稱為應變時效。

對出現明顯屈服點及屈服平臺的現象，一般是用固溶體中在位錯線附近的填隙溶質原子與位錯的互動作用去解釋的。即認為這些原子形成了柯垂爾氣團，這氣團對位錯運動起釘扎作用;但一旦屈服，位錯脫錨運動，原子氣團跟不上，這就出現屈服平臺。經適當變形後立即拉伸看不到屈服平臺的原因是脫錨的運動位錯還未被溶質原子釘扎住。

在低碳沸騰鋼中，引起應變時效作用的主要因素是固溶的氮和碳。由於氮在低溫時的溶解度比碳高，所以作用比碳強。如低碳鋼在150～350℃拉伸，碳、氮都可在範性形變過程中擴散到運動位錯上去，此時得到如圖5中200℃拉伸的應力-應變曲線，屈服點持續抬高。這種現象稱為動態應變時效，也稱藍脆。由於碳、氮之類的填隙固溶組元在α-鐵中溶解度隨溫度變化改變很大，所以前述的過飽和固溶體的時效脫溶和應變時效常同時出現。二者都可使合金強化，但韌性下降。要完全消除應變時效是困難的，但如將鋼液用Al（或用TiV）脫氧，使氮形成AlN等穩定的化合物，則可減弱應變時效。近年來在無位錯的銅晶須，低位錯密度的鍺、矽和LiF中都觀察到上述屈服現象，對此，約翰斯頓（W.A.Johnston）用位錯增殖的觀點作了補充說明。

實際應用

時效強化是提高合金強度的重要手段，自1906年維爾姆(A.Wilm)發現鋁合金時效強化現象以來，幾十年中已發展出一系列時效強化型合金：鋁合金、銅合金、馬氏體時效鋼、許多型號高溫合金等。在時效熱處理工藝方面，為控制時效過程中析出產物的組成或形態分佈，以獲得要求的最佳綜合性能，有分級時效、變溫時效等。對過飽和固溶體施以冷形變，然後再進行時效，稱形變時效。時效過程中疊加了應力場的影響則稱為應力時效，軟磁或永磁材料長期放置後磁特性惡化的現象，稱為磁時效。

參考書目

馮端、王業寧、丘弟榮：《金屬物理》（下），科學出版社，北京，1975。

胡賡祥、錢苗根：《金屬學》，上海科學技術出版社，上海，1980。

吳雲書、許昌淦、錢發、王世洪：《現代工程合金》，國防工業出版社，pp.239～247，1983。

J.W.Christion，The Theory of Transformations in Metals and Alloys，Chap.XVI，pp. 106～169 PergamonPress，Oxford，1965.