深入探讨脱溶动力学及其影响因素

1.等温脱溶曲线

如前所述，过饱和固溶体的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。因此与珠光体及贝氏体转变一样，过饱和固溶体的等温脱溶动力学曲线也呈C字形，如图17-7所示。图中，G.P.、β'和β分别表示G.P.区、过渡相和平衡相；TG.P.、Tβ'和Tβ分别表示G.P.区、过渡相β'和平衡相β完全固溶的最低温度；τG.P.、τβ'和τβ分别表示在T1温度下开始形成G.P.区、过渡相β'和平衡相β所需的时间。

图17-7　等温脱溶C曲线示意图

从等温脱溶C曲线可以看出，无论是G.P.区、过渡相和平衡相，都要经过一定的孕育期后才能形成。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.、Tβ'或Tβ温度下需要经过很长时间才能分别形成G.P.区或β'相、β相。

在较低温度（如T1）下时效时，时效初期形成G.P.区，经过一段时间后形成过渡相β'，最终形成平衡相β。当时效温度高于TG.P..（如T2）时，仅形成过渡相β'和平衡相β；而当时效温度高于Tβ'（如T3）时，则仅形成平衡相β。由此可归纳出脱溶过程的一个普遍规律：时效温度越高，固溶体的过饱和度就越小，脱溶过程的阶段也就越少；而在同一时效温度下合金的溶质原子浓度越低，其固溶体过饱和度就越小，则脱溶过程的阶段也就越少。

2.影响脱溶动力学的因素

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程动力学。

1）晶体缺陷的影响

试验发现，实际测得的A1-Cu合金中G.P.区的形成速度比按Cu在A1中的扩散系数计算出的形成速度高107倍之多。这是因为固溶处理后淬火冷却所冻结下来的过剩空位加快Cu原子的扩散。即G.P.区形成时，Cu原子是按空位机制扩散的，故其扩散系数与空位扩散激活能以及空位浓度有关，而空位浓度又与形成空位所需的激活能及固溶处理温度和固溶处理后的冷却速度有关。当固溶处理后的冷却速度足够快，在冷却过程中空位未发生衰减时，扩散系数D可由下式求出：

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式中，A为常数；k为玻尔兹曼常数；QD为空位扩散激活能；QF为空位形成激活能；TA为时效温度；TH为固溶处理温度。

按式（17-1）计算所得的扩散系数与实测值基本符合。可见，固溶处理加热温度越高，加热后的冷却速度越快，所得到的空位浓度就越高，G.P.区的形成速度也就越快。在母相晶粒边界出现的无析出区，就是因为晶界附近空位极易扩散至晶界而消失所致。随时效时间的延长和G.P.区的形成，固溶体中的空位浓度不断降低，故使新的G.P.区的形成速度越来越小。

A1-Cu合金中的θ″相、θ'相及θ相的析出也是需要通过Cu原子的扩散来实现的，因此也与固溶体中的空位浓度有关。

位错、层错以及晶界等晶体缺陷具有与空位相似的作用，往往成为过渡相和平衡相的非均匀形核的优先部位。其原因：一是可以部分抵消过渡相和平衡相形核时所引起的点阵畸变；二是溶质原子在位错处发生偏聚，形成溶质高浓度区，易于满足过渡相和平衡相形核时对溶质原子浓度的要求。

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溶过程。

2）合金成分的影响

在相同的时效温度下，合金的熔点越低，脱溶速度就越快。这是因为熔点越低，原子间结合力就越弱，原子活动性就越强。所以低熔点合金的时效温度较低，如Al合金在200℃以下，而高熔点合金的时效温度较高，如马氏体时效钢在500℃左右。

一般来说，随溶质浓度（固溶体过饱和度）增加，脱溶过程加快。溶质原子与溶剂原子性能差别越大，脱溶速度就越快。有些元素对时效各个阶段的影响是不同的，如Cd、Sn极易与空位结合，故使空位浓度下降，使G.P.区形成速度显著降低。但Cd、Sn又是内表面活性物质，极易偏聚在相界面而使界面上形成的θ'相的界面能显著降低，故能促进θ'相沿晶界析出。

3）时效温度的影响

时效温度是影响过饱和固溶体脱溶速度的重要因素。时效温度越高，原子活动性就越强，脱溶速度也就越快。但是随着时效温度升高，化学自由能差减小，同时固溶体的过饱和度也减小，这些又使脱溶速度降低，甚至不再脱溶。因此，可以通过提高温度来加快时效过程，缩短时效时间。例如，将A1-4%Cu-0.5%Mg合金的时效温度从200℃提高到220℃，时效时间可以从4h缩短为1h。但时效温度又不能任意提高，否则强化效果将会减弱。