弘超提供专业的铍铜、铜合金等制品。过饱和周溶体在热力学上是亚稳定的，在一定的条件下（加热至一定温度，使原子扩散能力增强）会自动发生分解过程，析出多余的第二相，使固溶体达到所处温度下的平衡（饱和）状态，这个过程就是时效过程，这种转变称时效（脱溶）转变。在时效（脱溶）过程中，合金将产生强化现象，时效强化是某些铜合金(如Cu-Be、Cu-Cr、Cu-Zr)的重要强化手段。
时效过程就是过饱和固溶体的分解过程．根据固态相变的阶次规则，时效过程往往具有阶段性，即通常发现在平衡脱溶相出现之前会出现一种或两种亚稳定的结构。通过X射线衍射分析及电子显微镜研究证明，时效时的一般顺序如下：
过饱和固溶体一偏聚区（或称GP区）一过渡相（亚稳相）平衡相时效时不直接析出平衡相的原因在于，平衡相一般与基体形成新的非共格界面，界面能高，铍铜而亚稳定的日于效产物往往与基体完全或部分共格，界面能低。在相变初期-界面能起着关键性的作用。界面能小的相，形核功小，容易形成。所以首先形成形核功最小的过渡结构，再演变成平衡稳定相。
但是，时效过程极为复杂，并非所有合金的时效均按同一顺序进行。如各个合金的时效序列不一定相同，有些合金不一定出现GP区或过渡相；同一系不同成分的合金，在同一温度下时效，可能有不同的时效序列；过饱和度大的合金更易出现偏最区(GP区)或过渡相；同一成分合金，时效温度不同，脱溶序列也不一样合金在一定温度下时效，由于多晶体各部位的能量条件不同，在同一时期可能出现不同的脱溶产物。
根据时效析出相与基体间界面的结构。析出相与界面间主要有完全共格、部分共格及非共格三类。在不同条件下，同铍铜合金可能析出不同界面结构的析出相。例如Cu-Be合金中的GP区为完全共格的脱溶相，为部分共格脱溶相，则为非共格脱溶相。
时效时由过饱和固溶体中析出的相主要有薄片状（一般为盘状）、等轴状（一般为球状或立方体）及针状等基本形状。析出相的形状主要取决于两个因素，即界面能及应变能等轴状脱溶相具有最小界面能，若使应变能最小，则应呈薄片状，因此，究竟脱溶相是何种形状，则由起主要作用的因素而定。
完全及部分共格脱溶相在相界面上晶格连续过渡。因而弹性应变由界面附近的基体扩展到脱溶相内部，两相品格错配度愈大，则应变能愈大。当固溶体组元素愿子直径差小于3%时，共格脱溶相的形状主要接界面能最小原则趋于等轴状。当组元原子直径差大于或等于5%时，应变能较高，为降低应变能，共格脱溶相就呈薄片状（盘状）。有时共格脱溶相呈针状，这种形状较盘状脱溶相应变能大，但比等轴状应变能小。生成非共格脱溶相时，无共格应变能，但基体与脱溶相总会存在比容上的差异。在基体与脱溶相比容差很小时，不论什么形状比容应变能都不大，因此脱溶相将力图使界面能减小而呈球状。反之，在比容差很大时，应变能的作用占优势，将使脱溶相变成片状而使应变能减少。当应变能及界面能的作用相当时，脱溶相可能以针状出现。时效处理是某些铜合金的的主要强化手段．金属的强度是由位错的产生和位错的可动性所控制的。经时效的合金，强度的增量来自弥散脱溶相与位错的交互作用，这种作用机制可分为两类。
①在质点周围生成位错环的机制。当脱溶质点尺寸一定时，脱溶质点体积分数愈大，强化值愈大。当体积分数一定时，强化值与脱溶质点半径呈反比，质点愈小，强化值愈大。
②脱溶质点被位错切割的机制。
综合了两种主要机制的强化值，即屈服临界切应力增量。由奥罗万机制所产生的屈服切应力增量Ar与质点半径关系用A线表示。原则上，在达到临界切应力增量前，缸随质点尺寸减小而增大，临界切应力增量就是强化的上限。质点位错切割机制导致的强化增量如曲线B所示。位错在质点周围皮环只是在位错无法切过质点时才有可能，因此，当质点半径由零开始增加时，屈服应力增量会循B曲线增大直至与A线相交为止。此后，位错在质点周围成环较切割质点易于进行。因此，在质点半径继续增大时，屈服应力增量不断减小，说明强化作用在质点粗化时降低。
在实际工作中要得到高强度合金首先希望获得体积含量大的脱溶相。因为在一般情况下，如果其他条件相同，脱溶相的体积分数愈大，则强度愈高。例如，Cu-Be合金具有较高的体积分数，强度可达980MPa,这是时效强化合金的突出例子。体积分散大的铍铜合金要求高温下固溶度大，通常可由相图来确定获得高固溶度的成分及工艺。影响强化的第二格因素是第二相质点的弥散度。一般说来，平衡脱溶相与基体不共格，界面能比较高，形核的临界尺寸，晶粒长大的驱动力也大，不易获得高度弥散的质点。因此，生成GP区以及共格或部分共格的过渡相可使合金得到高的强度。通常，为使合金有效强化，脱溶相同的间距应小1mm。影响强化的另一个因素是脱溶相质点本身对位错的阻力。大的错配度引起大的应变场，对强化有利；界面能或反应界能高，也对强化有利。这些都是发展铍铜时效强化合金所需考虑的因素。
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