熱處理的目的是通過加熱和冷卻使金屬和合金獲得期望的微觀組織，以便改變材料的加工工藝性能或提高工件的使用性能，從而延長其使用壽命。熱處理工件的力學性能未能達到設計技術要求，是一種常見的熱處理質量缺陷。其原因有材料選擇不當、材料有固有缺陷、熱處理工藝不當、加熱或冷卻方式不當、熱處理工藝執行不嚴等因素造成。

工件在使用過程中，承受不同載荷，在不同工作溫度下工作，因而表現為不同的失效方式。例如過量塑性變形、斷裂、疲勞、蠕變、磨損、應力腐蝕等。工件最重要的力學性能有硬度、抗拉強度、沖擊韌度、蠕變性能、疲勞性能、耐腐蝕性能等。這些性能合格與否，需要根據工件的服役條件和技術條件具體情況具體分析，熱處理工作者要掌握熱處理與這些性能指標的關系，清楚什么樣的熱處理工藝問題會引起什么樣的性能缺陷，從而找到避免和解決問題的思路。

一、硬度不合格

金屬材料的硬度與其靜拉伸強度和疲勞強度存在一定的經驗關系，并與金屬的冷成形性、切削加工性和焊接性能等加工工藝性能存在某種程度的關系；硬度試驗不損壞工件，測試簡單，數據直觀，故而被廣泛用作熱處理工件的最重要的質量檢驗指標，不少工件還是其唯一的技術要求。

硬度不合格是最常見的熱處理缺陷之一。主要表現為硬度不足、淬火冷卻速度不夠、表面脫碳、鋼材淬透性不夠、淬火后殘余奧氏體過多、回火不足等因素造成的。淬火工件在局部區域出現硬度偏低的現象叫做軟點。軟點區域的圍觀組織多為馬氏體和沿原奧氏體晶界分布的托氏體混合組織。軟點或硬度不均勻通常是由于淬火加熱不均勻或淬火冷卻不均勻所引起。加熱時爐溫不均勻，加熱溫度或保溫時間不足是造成加熱不均勻的主要原因。冷卻不均勻主要由于淬火冷時工件表面附著著淬火介質的氣泡、淬火介質被污染（例如水中有油懸浮珠）或淬火介質攪動不充分所造成的。此外，鋼材組織過于粗大，存在嚴重偏析，大塊碳化物或大塊自由鐵素體也會造成淬火不均勻形成軟點。

1.1 軟點

淬火加熱的目的是使工件在淬火過程中完成組織轉變。為此，必須加熱到適當溫度并有足夠保溫時間。加熱溫度偏低和保溫時間不足使得原珠光體組織未能完全轉變為奧氏體和轉變的奧氏體成分不均勻，淬火后得不到完全馬氏體組織，結果使工件淬火后形成軟點。 圖1 為T12鋼制造的手用絲錐因加熱不足形成的顯微組織：細針馬氏體+淬火托氏體+珠光體。性能上表現為硬度不均勻。

▲圖1T12A鋼加熱不足的顯微組織

1-細針馬氏體 2-淬火托氏體 3-珠光體

淬火介質攪拌不充分，工件在淬火介質中移動不夠或者工件進入介質方向不對時，往往延遲了工件表面某些部位的蒸汽膜破裂，導致該處冷卻速度降低，從而出現高溫分解產物，形成軟點或局部硬度下降。水蒸氣膜比鹽水穩定，因此軟點更易在水淬的工件上形成。水和水溶液的溫度越高越容易產生軟點。

淬透性較差的碳鋼，工件截面較大時容易出現軟點。工件表面不清潔，如有鐵銹、碳黑等，也會造成淬火后出現硬度偏低的現象。

1.2 硬度不足

加熱不足往往會導致淬火件硬度不足。但冷卻不當卻是工件硬度不足的常見原因。工件出爐后至淬火前預冷時間過長，冷卻介質選擇不當或冷卻介質溫度控制偏高，導致冷卻能力不夠，工件表面有氧化皮或附著鹽液，淬火后工件從淬火介質中提出時溫度過高，均可能導致過冷奧氏體在 C 曲線的珠光體轉變區域發生分解，形成索氏體和托氏體等非馬氏體組織使工件硬度不足。 淬火組織中存在大量殘余奧氏體是淬火工件硬度不足的重要原因。殘余奧氏體量與奧氏體化學成分有關，含碳量大于 0.5%~0.6% 時，淬火組織中即可明顯的觀察到殘余奧氏體的存在，繼續增加碳含量，殘余奧氏體量急劇上升，碳的質量分數為1.4%時，殘余奧氏體量（體積分數）達 30%。凡是以置換方式固溶于奧氏體的合金元素皆引起殘余奧氏體量的增多。殘余奧氏體量較少時，對硬度沒有明顯影響，殘余奧氏體量較多時，將導致硬度下降，體積分數 20% 的殘余奧氏體將使淬火硬度下降約 6.5HRC 。

1.3高頻淬火和滲碳工件的軟點和硬度不足

高頻淬火工件的軟點包括表層局部沒有淬硬的殘留軟點和硬化層深度不均勻的深度軟點兩種。這些硬度缺陷由于材料選擇不當，原始組織不良，高頻淬火加熱的電參數、感應器和冷卻裝置不當等因素所造成的。高頻淬火多用于中碳結構鋼和低碳中合金結構鋼，由于高頻淬火加熱是快速加熱，奧氏體中的碳來不及通過擴散而未充分均勻化，因此，含有Cr、Mo、W、V等碳化物形成元素的鋼，由于相變點較高，高頻感應加熱淬火時，易產生軟點和硬度不均勻，選擇高頻淬火用鋼時，應考慮上述元素不要超過一定含量。

鋼中碳化物類型、形態、尺寸及分布對高頻淬火工件的質量有顯著影響。鋼中有網狀碳化物、碳化物尺寸過大并分布不均勻時，易產生硬度不均勻和硬度不足等缺陷。因此高頻淬火受預先熱處理的影響很大，高頻淬火最佳原始組織是調質處理的回火索氏體。高頻感應圈不均勻時，也會導致淬火硬度不足，噴射角度不當，噴射孔大小、數量位置不合理或噴孔被堵塞時，往往導致高頻淬火工件硬度不足或形成軟點。

滲碳工件硬度不足和軟點多由滲碳不足、淬火時脫碳、淬火溫度過低、淬火冷卻速度不足、表面殘余奧氏體量過多、回火過度、工件表面不清潔、滲碳不均勻或冷卻不均勻造成。

二、拉伸性能和疲勞性能不合格

退火、正火與淬火是最廣泛使用的整體熱處理工藝。退火和正火主要作為預備熱處理使用。其目的是消除鑄造和鍛造的組織缺陷，改善工件的切削性能，為最后熱處理做組織準備。退火和正火產生的缺陷主要是加熱造成的缺陷，如氧化、脫碳、過熱和過燒等。氧化和脫碳通?？梢栽陔S后的機加工中予以去除。正常規范下，通退火和正火可以使鋼的晶粒細化，但是如果加熱溫度過高，保溫時間過長，使奧氏體晶粒很粗大時，正火后易形成魏氏組織，退火后組織粗大，使鋼的力學性能下降，這類過熱組織可以通過重新加熱退火或正火予以消除。普通鋼在1200℃氧化性氣氛中加熱時，鋼的組織異常粗化，并在晶界有氧化物形成，加熱溫度進一步提高，則將引起晶界融化，造成過燒。過燒一旦發生，不能通過熱處理和其它方法予以消除，產品只有報廢。實際生產中，嚴格執行工藝操作規程，一般可以防止過熱和過燒的產生，淬火和回火作為最后熱處理工藝，對工件性能影響甚大，決定著工件的內在質量。淬火不充分或淬透性不足，導致工件的拉伸性能和疲勞強度下降是常見的熱處理缺陷。

2.1 拉伸性能不合格

淬火回火工件的熱處理質量通常采用硬度控制，值得注意的是，工件的最終硬度相同并不表明其它力學性能也相同。淬火程度不同的鋼，通過改變回火溫度的方法可以獲得相同的硬度，但其力學性能卻有很大差異。圖2 為淬火程度不同對40Cr鋼拉伸性能的影響。

▲圖2淬火程度對40Cr鋼拉伸性能的影響

（圓圈內數字為回火硬度）

40Cr鋼經過830℃加熱在不同淬火冷卻速度下獲得不同層淬火硬度后，通過不同的淬火溫度，回火得到不同的回火硬度，然后進行拉伸試驗。結果表明，抗拉強度取決于最后回火硬度，幾乎不受淬火硬度的影響；而屈服度強度、伸長率和斷面收縮率不僅取決于回火硬度，也與淬火硬度有很大關系，在回火得到相同硬度的條件下，這些性能指標隨淬火硬度的升高而提高。因此，淬火回火工件不能只控制其回火后的硬度，還應檢驗淬火后的硬度，以便檢查工件淬火是否充分，不充分的淬火，在大多數時候應作為熱處理缺陷重新返工處理。

2.2疲勞性能不合格

2.2.1淬火不充分的影響

用40鋼、40Cr鋼和40CrMoA鋼加工成兩組疲勞試樣，第一組式樣在840℃正常淬火溫度下加熱淬火，硬度為56~57HRC，第二組用760℃淬火，淬火不充分，淬火硬度只能達到46~48HRC，將兩組式樣經過不同溫度回火至相同硬度（均為33~36HRC）然后進行疲勞試驗，試驗結果列于表1.實驗表明，淬火不充分的第二組試樣的抗扭疲勞強度比充分淬火的第一組試樣的抗扭疲勞強度低10.8%~37%。

▼表1 淬火程度與抗扭疲勞強度

上述實驗結果本身并不是熱處理缺陷，但是，通常在淬火后中溫回火或調質狀態下使用的中碳結構鋼和低中碳合金結構鋼，若因加熱溫度偏低、工件尺寸過大或淬火冷卻速度不足等原因造成淬火不充分或未淬上火時，即使回火后硬度達到技術要求，其疲勞強度卻往往不能滿足使用要求而可能導致工件早期失效。這種情況則應視為熱處理缺陷，對工件要重新進行熱處理或采取其它措施予以補救。

2.2.2 滲碳層內氧化的影響

采用吸熱式氣氛進行氣體滲碳和碳氮共滲時，氣氛中的O、微量的H2O與滲碳鋼中的Cr、Mn、Si、Ti等元素發生反應，在晶界形成氧化物而導致晶界附近合金元素局部貧化，造成淬透性下降，滲碳淬火后表層出現黑色網狀非馬氏體組織，這種現象稱為內氧化。內氧化層深一般不超過0.05mm。內氧化的產生使滲碳工件表面硬度下降，表面形成殘余拉應力，因而大幅度降低了鋼的疲勞強度。研究表明，內氧化層深度小于0.013mm時，對疲勞強度影響不大；超過0.016mm時，可使疲勞強度降低25%。為減小和防止內氧化對滲碳層淬透性的影響，可以在爐氣中添加一定數量的NH3、控制爐內介質成分、降低爐氣氧含量、提高淬火冷卻速度，合理選擇滲碳鋼等措施哦。實踐表明，含Mo、和Ni的鋼比含Cr和Mn的鋼內氧化傾向小。

2.2.3碳氮共滲層中黑色組織的影響

將碳氮共滲中工件的橫截面拋光后，在未腐蝕或輕微腐蝕的狀態下，使用光學顯微鏡在表面滲層中有時可觀察到一些分散的大小不一的黑色或暗灰色的斑點、黑帶和黑網，這些深色的斑點、黑帶和黑網，統稱為黑色組織。黑色組織的深度一般不超過0.05mm。深色的斑點是一些主要沿奧氏體晶界分布的大小不一的孔洞。黑色帶通常出現在距表面0.03mm深度內，黑帶的內測往往可觀察到黑色網，主要由于表層形成了某些合金元素的碳氧化物、氮氧化物和碳化物等小顆粒，使奧氏體中合金元素貧化，導致淬透性降低而形成了托氏體的結果。碳氮共滲的黑色組織類似于氣體滲碳的內氧化，使表面硬度下降，有益的殘余壓應力減小，或表面形成殘余拉應力，導致疲勞強度的降低。20Cr2Ni4A鋼碳氮共滲試樣表面黑色組織可使彎曲疲勞強度降低約6%。

2.2.4 滲碳層中過量殘余奧氏體的影響

滲碳層中殘余奧氏體對滲碳工件的疲勞強度影響不大，甚至有利。但是當滲碳劑活性和濃度太大，淬火溫度過高時，由于滲碳層中的奧氏體中溶解了大量的碳和合金元素，使Ms點降低，導致滲碳層中出現大量的殘余奧氏體，使滲碳層硬度下降、殘余壓應力減小甚至形成殘余拉應力，結果使滲碳工件的疲勞性能惡化。研究表明，殘余奧氏體量超過25%，即會給疲勞性能帶來不利的影響，32%的殘余奧氏體使滲碳工件的疲勞極限降低10%。

2.2.5 滲層中網狀或大塊狀碳化物的影響

滲碳劑活性太大，滲碳時間過長和滲碳后冷卻速度太慢時，滲層中易形成網狀或大塊狀碳化物，這些碳化物主要是滲碳體和合金滲碳體。碳化物的形成導致其周圍局部合金元素貧化和淬透性下降，淬火后易形成非馬氏體組織。網狀和大塊狀碳化物及非馬氏體組織的形成降低了滲層中有利的殘余壓應力，見圖3 ，可使滲碳工件的疲勞強度降低25%~30%。

▲圖3滲層中碳化物對殘余應力的影響

1-滲層深度0.8mm，表面含碳 0.9%（w）

2-滲層深度1.0mm，表面含碳1.26%（w）

大塊狀碳化物對25Kh 2GTA鋼接觸疲勞性影響如圖4 所示。

▲圖4滲層中大塊狀碳化物對接觸疲勞性能的影響

2.2.6脫碳的影響 滲碳工件在緩冷期和重新加熱淬火期間，由于溫度連續變化，氣氛碳勢和滲碳工件表面碳的質量分數不可能達到平衡。當氣氛碳勢低于滲碳表面的碳的質量分數時，滲碳工件表面發生脫碳。脫碳層的顯微組織取決于表層的碳的質量分數及淬火冷卻速度，當表層僅有輕微脫碳時，有可能降低表層殘余奧氏體含量，表層硬度下降很少甚至略有提高；嚴重的脫碳將使表層出現非馬氏體組織，降低表層硬度，使表層呈現殘余拉應力狀態，使疲勞強度下降。試驗表明，0.22mm的脫碳層使Cr-3%Ni鋼的彎曲疲勞強度降低40%。當CrMnTi鋼的滲碳層由于脫碳使其硬度下降到41~42HRC時，疲勞極限下降50%。三、耐腐蝕性能不良 在腐蝕性環境中工作的零件大多用不銹鋼制造。不銹鋼是含鉻超過5%的鐵基合金的總稱。但要從真正耐腐蝕的角度看，鋼中鉻的含量（w）必須超過10%。不銹鋼的耐腐蝕性來自于其中的鉻，這歸因于不銹鋼的表面能形成一層稱為鈍化膜的耐腐蝕的富鉻薄膜，由水化鉻酸CrxOx（OH）8x-2·nH2O組成。鉻的質量分數越高。鈍化膜中相對鉻含量越多。耐腐蝕性越好。不銹鋼按其金相組織分為馬氏體不銹鋼、鐵素體不銹鋼、奧氏體不銹鋼、鐵素體-奧氏體不銹鋼和沉淀硬化不銹鋼五類，鉻在不銹鋼中分布不均勻將導致其耐腐蝕性下降，熱處理影響鉻在不銹鋼中的分布，因而熱處理也極大的影響不銹鋼的耐蝕性。2Cr13型馬氏體不銹鋼若回火溫度選擇不當，在450℃~600℃回火時，由于Cr23C6型碳化物沿晶界析出，導致晶界附近局部鉻貧化，腐蝕抗力大幅度下降，如圖5 所示。▲圖5回火溫度對2Cr13性不銹鋼性能的影響1-抗拉強度2-屈服強度 3-20℃NaCl 3%水溶液中的腐蝕率4-艾氏沖擊韌度

為了改善鐵素體不銹鋼的加工性能和調整其晶粒度，需要采用退火處理。00Cr12、1Cr17、Y1Cr17鋼的退火溫度為780℃~850℃，1Cr17Mo鋼的退火溫度為850℃~950℃。退火溫度過低，再結晶不完全；退火溫度過高，會造成晶粒顯著粗化，并在冷卻過程中發生晶界沉淀，降低鋼的耐腐蝕性。典型的奧氏體不銹鋼是含有質量分數為 18% 左右的鉻和 8% 左右的鎳的 18-8 型不銹鋼。

為了提高晶界腐蝕抗力，常在鋼中加入少量鈮、鈦等能形成穩定碳化物的合金元素。這類鋼的Ms點低于室溫，不能通過淬火強化，常用的熱處理工藝是固溶處理、穩定化處理和消除應力處理。固溶處理的目的是通過加熱使含鉻的碳化物充分溶入奧氏體內，然后快速冷卻抑制碳化物的析出獲得單相奧氏體組織，以便使鋼具有優良的耐蝕性。

奧氏體不銹鋼的熱處理缺陷是加熱不足和冷卻速度不足引起的。不含Ti、Nb的奧氏體不銹鋼，例如Cr18Ni9，固溶處理溫度為1050℃~1150℃，固溶溫度低于1000℃時鉻碳化物溶解不足，基體含鉻量偏低，將導致鋼的耐蝕性下降；固溶處理溫度高于1150℃，δ鐵素體量增多，晶粒易粗大，對于含Nb、Ti元素的奧氏體不銹鋼，由于TiC、NbC等碳化物大量溶入奧氏體而失去Ti、Nb元素固定碳化物的作用，在使用過程中，含鉻碳化物易沿晶界析出而導致晶界間腐蝕抗力下降。

為了提高含Ti、Nb奧氏體不銹鋼的晶間腐蝕抗力，其固溶溫度通常高于Cr23C6、（Cr，Fe）23C6的溶解溫度，低于TiC、NbC的溶解溫度，例如，1Cr18Ni9Ti的固溶處理溫度常采用930℃~970℃。固溶處理加熱溫度高并需要快速冷卻，變形較大，有時工藝上很難實現，例如，許多焊接結構尺寸較大，焊后無法進行固溶處理。因此對于奧氏體不銹鋼，特別是含Ti、Nb奧氏體不銹鋼，常采用穩定化退火處理。，18-8型不銹鋼的退火溫度常采用850℃~930℃，目的是使奧氏體成分均勻化，消除晶界貧鉻區，使鋼中的碳固定于TiC、NbC中，提高鋼的腐蝕抗力。

消除機加工應力可采用300℃~350℃低溫退火的方法進行。消除焊接應力和改善焊接接頭的組織可采用穩定化退火或固溶處理+低溫退火工藝。為了避免鐵素體晶粒的粗化，奧氏體-鐵素體型不銹鋼的固溶處理溫度一般低于奧氏體型不銹鋼。未經穩定化處理是奧氏體不銹鋼失去不銹效能的常見原因。

3.1熱處理對晶間腐蝕和點腐蝕的影響

晶間腐蝕是沿晶界發生的選擇性腐蝕，也是一種最易受熱處理影響的腐蝕類型。發生晶間腐蝕的主要原因是由于晶界貧鉻。例如，奧氏體不銹鋼在焊接或受到其它熱影響而被加熱到400℃~850℃時，鉻的碳化物易沿晶界析出。結果造成晶界貧鉻，導致基體中的鉻向晶界擴散。含鉻碳氮化物的析出和品格區的恢復取決于溫度和時間。溫度高時，由于鉻的擴散能力大，一方面含鉻碳化物容易析出，另一方面鉻向貧鉻區擴散的恢復過程進行得也較快；溫度低時，雖然鉻難于在鋼中擴散，但鉻碳化物也不會在晶界析出，因而也不會發生晶界貧鉻問題。

然而在某個特定溫度區間和時間參數下進行熱處理或在某個溫度區間長期使用時，由于含鉻碳化物沿晶界析出將導致晶界腐蝕抗力的急劇下降。表示發生晶界腐蝕的熱處理溫度和時間關系曲線叫做時間-溫度-敏化曲線（T-T-S曲線）。圖6 就是奧氏體不銹鋼的典型T-T-S曲線。在C型曲線的右側熱處理狀態下，不銹鋼易產生晶間腐蝕。

▲圖60Cr19Ni9和00CrNi11鋼的T-T-S曲線

由于鉻在鐵素體型不銹鋼中的擴散速度比在奧氏體型不銹鋼中快約兩個量級，因而鐵素體型不銹鋼的T-T-S曲線位于奧氏體型不銹鋼的下方。T-T-S是在等溫條件測得的，在熱處理實踐中，鉻的碳化物能否沿晶界析出和析出后對晶界腐蝕抗力的影響程度取決于冷卻速度和冷卻開始溫度。冷卻速度快時，析出鉻的碳氮化物造成的貧鉻區能夠通過鉻的擴散得以恢復，故在某一冷卻速度下，晶間腐蝕敏感，如圖7 所示 。

▲圖7冷卻速度對1Cr17不銹鋼腐蝕速率的影響1-空冷（從1200℃冷卻） 2-空冷（從950℃冷卻）

點腐蝕是一種典型的局部腐蝕，在金屬表面大部分保持鈍態的條件下，由于鈍化膜的局部破壞而引起的蟲眼狀腐蝕叫做點腐蝕。不銹鋼的點腐蝕性能下降也與局部貧鉻有關。值得注意的是18-8型不銹鋼經過650℃×2h敏化處理造成晶界附近嚴重的貧鉻，經過800℃×2h敏化處理后，晶界貧鉻相對較輕，但貧鉻范圍較寬。見圖8 。

▲圖8鉻在晶界碳化物附近的分布1-650℃×2h 2-800℃×2h

其晶間腐蝕敏感性前者更大然而點蝕抗力確實前者大于后者，表明點腐蝕和晶間腐蝕的因素并不相同。

3.2 熱處理對應力腐蝕開裂的影響

應力腐蝕開裂是最常見的一種腐蝕狀態。影響應力腐蝕開裂的因素包括冶金、受力狀態和環境三個方面。一般認為拉應力的存在是產生應力腐蝕開裂的必要條件。因此，若表面殘余拉應力消除不徹底或因熱處理不當在工件表面產生了殘余拉應力，都將導致工件應力腐蝕抗力的下降。不均勻的微觀組織容易產生應力腐蝕。敏化處理的不銹鋼容易產生晶間應力腐蝕開裂，圖9 是熱處理對 18-8 型不銹鋼應力腐蝕開裂的影響，經過650℃敏化處理，應力腐蝕抗力急劇下降。

▲圖9敏化對18-8型不銹鋼應力腐蝕開裂的影響

（低應變速度法；實驗溫度286℃；應變速率ε=8×10EXP-6）

強度強烈地影響馬氏體不銹鋼的應力腐蝕開裂行為。淬火狀態下其應力腐蝕開裂的傾向很大，隨著回火溫度的升高，應力腐蝕抗力顯著得到改善，但是對于Cr12型馬氏體不銹鋼，在400-550℃溫度區間回火時，由于M23C6型碳化物的析出造成基體局部貧鉻，會出現應力腐蝕抗力低谷。見圖10 。

▲圖10回火溫度對Cr12型不銹鋼屈服強度和應力腐蝕開裂行為的影響1-外加應力為50%σ0.22-外加應力為75%σ0.2

四、持久蠕變性能不合格

電站、化工、鍋爐和航空發動機等設備中，某些零件需要在高溫下長期運行，例如，航空發動機葉片的使用溫度高達1000℃，汽輪機高壓轉子的使用溫度約為550℃；核反應堆和發電設備的設計壽命為30年左右，民用航空發動機的設計壽命為25000h（3萬次飛行起落）。對于這些零件，過量的蠕變變形和蠕變斷裂是常見的失效方式之一。蠕變極限、持久強度和持久塑性是材料的主要高溫力學性能指標。蠕變極限表征了高溫長時期載荷作用下材料對蠕變變形的抗力，持久強度是評價材料抵抗蠕變斷裂的抗力指標，而材料承受蠕變變形的容量大小則用持久塑性表示。材料在高溫下的變形與斷裂除受溫度和外力的影響外，與材料的成分和顯微組織密切相關。因為熱處理不當、組織不良使材料的高溫力學性能指標不能滿足服役要求而導致的高溫構件早期失效的情況，應視為是一種熱處理缺陷而予以預防。

4.1 高溫合金熱處理與持久蠕變性能

航空用高溫合金有鎳基高溫合金、鐵基高溫合金和鈷基高溫合金三類。鎳基高溫合金是指鎳的質量分數＞50%的合金；鐵基高溫合金實際上都是鐵鎳基合金，鎳的質量分數大致可分為25%、35%~40%和45%左右幾個檔次；鈷基高溫合金國內應用較少。

高溫合金都是復雜的合金化系統，大多采用固溶強化、第二相強化和晶界強化以及綜合強化等手段獲得期望的性能。

4.1.1 高溫合金中的常見相

高溫合金的基體是Ni-Cr、Fe-Ni-Cr和Co-Cr-Ni奧氏體。高溫合金中的第二相有各種碳化物、氮化物、硼化物和各種合金間化合物。γ′［Ni3（AlxTi）］和

γ′′（NixNb）相是高溫合金中最重要的強化相。高溫合金中常見的第二相及其影響見表2 。

▼表2 高溫合金中常見第二相及其對合金的影響

高溫合金熱處理的主要任務就是根據工件服役條件調整工藝參數、抑制有害相析出改變有益相的數量、形態、大小、分布以便獲得期望的性能。

4.1.2高溫合金熱處理對持久蠕變性能的影響

高溫合金最基本的熱處理是固溶和時效。固溶處理溫度可使γ′ 相和碳化物固溶、晶粒長大，并獲得高的持久強度。較低的固溶溫度不能溶解高溫碳化物，只能溶解主要的強化相晶粒較細小，可獲得高的瞬時抗拉強度。中等固溶處理溫度可獲得較好的綜合性能，高溫合金的時效可以采用單級和多級方式，時效溫度一般應稍高于使用溫度，以便使合金獲得較穩定的組織狀態。

決定鐵基高溫合金組織和性能的關鍵因素是固溶處理溫度和保溫時間，冷卻方法的影響較小。隨著固溶溫度的提高，合金在中溫（550℃）以下的抗拉強度下降，塑性提高；而高溫強度則基本不變，高溫塑性下降。持久強度先隨固溶溫度升高而升高，在某一溫度下（如1150℃~1170℃）達到峰值，然后下降；持久塑性則隨固溶溫度的提高一般呈下降趨勢。時效處理的目的是獲得數量、形態和分布合理的第二相。對于時效硬化合金，隨時效溫度的升高，時效過程加快，合金的最大硬度上升，超過一定溫度，又會使時效的最高硬度下降。例如，GH150合金的γ′相析出的峰值溫度為750℃~780℃，高于此溫度時，合金硬度下降，變為過時效狀態。

時效過程中，碳化物在晶界和晶內析出，在晶界形成秋裝或鏈狀的M23C6型或M6C型碳化物，可以改變合金的持久蠕變性能，而若形成膜狀或胞狀碳化物，則會降低合金的持久塑性，引起持久缺口敏感性。某些常用的γ′相強化的高溫合金常用二次時效或階梯式時效工藝，這樣可以獲得兩種大小不同的γ′相質點，使合金獲得較好的綜合性能。

某些合金經過兩次時效處理，其屈服強度和蠕變強度仍然偏低，不能滿足技術條件要求時，可提高第一次的時效溫度，并增加第三次時效。如用 GH901 合金制造的某零件，其技術要求為：σ0.2≥830MPa，650℃，620MPa 的持久塑性δ≥4%；原處理工藝為1085℃×2h水冷，770℃×h空冷，720℃×24h空冷，其σ0.2 為810~900MPa，δ 為2.8%~4.9%，不能滿足技術要求；調整后的工藝為1085℃×2h水冷790×2h空冷，720℃×24h空冷，650℃×12h空冷，其性能為σ0.2850~930MPa。δ為 6.3%~7.3%，達到了技術要求。

鎳基和鐵基高溫合金的基體相同，第二相的類型基本相似，因此兩類合金的熱處理原理相同，工藝相似。鎳基高溫合金包括固溶強化和沉淀強化兩類。他們在成型加工過程中，往往需要進行中間退火和消除應力退火；但主要決定其性能的熱處理工序是固溶處理或固溶+時效處理。

鎳基高溫合金熱處理工藝的關鍵，是根據工件的服役條件合理選擇固溶處理溫度。固溶處理溫度高，合金的晶粒粗大，具有較好的高溫持久和蠕變性能；較低的固溶處理溫度可使合金晶粒細小，具有較高的抗拉強度、疲勞強度和沖擊韌性。例如，GH4169合金固溶處理溫度在940℃~1040℃范圍內變化時，其室溫抗拉強度隨處理溫度升高而降低，塑性很高，當固溶溫度≥980℃時，δ 相全部溶解，持久強度提高，但持久塑性急劇下降。

合金化程度較低的鎳基合高溫合金一般只需一次時效處理，合金化程度較高時，往往需要二次時效、三次時效、甚至兩次固溶兩次時效的四段熱處理，一遍調整晶界析出物的類型、大小和分布，并使γ′相分布更為合理。通常一次固溶處理后，再在γ′溶解溫度以下的處理加一次時效。第二次固溶或一次時效又稱中間處理。中間處理可顯著提高高溫合金的持久壽命和塑性，改善合金的組織穩定性。

國內航空用的鈷基高溫合金有GH188、GH605和GH159三個牌號，GH188、GH605含有較高的W，屬于固溶強化合金，但也形成一定程度的碳化物彌散強化。GH159屬于時效硬化型合金，采用冷作硬化和時效相結合的工藝，可獲得很高的強度。

少數鑄造高溫合金的鑄態組織有較高的熱強性，經過時效處理后即可投入使用。但是，多數高合金化的鑄造高溫合金的鑄態組織中存在粗大的（γ+γ′）共晶，γ′相的顆粒粗大，偏析嚴重，組織不穩定。因而需要進行高溫固溶處理改善合金成分和組織的不均勻性，獲得更合理的第二相分布，從而提高合金持久強度和抗蠕變強度。

高溫合金的持久蠕變強度不合格，往往是固溶處理溫度偏低和時效工藝不當造成的，而過高的固溶處理溫度又會造成室溫強度下降和持久塑性的降低。高溫合金的性能可以在很寬的范圍內通過調整熱處理工藝的方法予以控制。根據工件服役條件優化熱處理工藝對高溫合金特別重要。

4.2高溫蠕變脆性

耐熱鋼和合金在高溫長期應力作用下，其伸長率和斷面收縮率大大降低，往往導致脆性斷裂，這種現象稱為高溫蠕變脆性。這種脆性以蠕變斷裂時持久塑性δ與實驗時間關系曲線的最低點的塑性來衡量，如圖11 所示。為了防止發生脆蠕變性斷裂，一般要求持久塑性不小于3%~5%。

▲圖11Cr18Ni12Nb1奧氏體鋼持久塑性與時間的關系

蠕變脆性是在高溫長期載荷作用下材料內部組織變化所引起的，在體心立方晶格的金屬和奧氏體鋼中都會發生。蠕變脆性與鋼的原始強度有關，室溫抗拉強度大于755MPa的鋼容易發生蠕變脆性斷裂；鋼發生蠕變脆性時，往往呈現低塑性的晶間斷裂。因此，碳化物沿晶界沉淀對蠕變脆性有主要影響，P、Sn、As、Sb、Pb、和Bi等元素促使鋼的蠕變脆性發生；合金元素對蠕變脆性的影響取決于他們對晶界和晶內的相對強化效應，例如，低合金耐熱鋼中添加V、奧氏體鋼中添加Nb，由于穩定的VC和NbC在晶內析出強化而大大加強了鋼的蠕變脆性傾向；對含Cr的Cr-Mo-V鋼（w：C0.2%-Mo1%-V0.75%）的研究表明，隨著鋼中Cr的質量分數由0.59%增加到2.88%，其持久塑性提高而持久強度降低，這是因為Cr的質量分數較低時，鋼中主要析出VC引起晶內強度增加，導致低的持久塑性，而含Cr較高時，鋼中析出尺寸較大的橢圓形Cr7C3代替了VC，使晶內的相對強度降低，從而減小了鋼的蠕變脆性。

對于低合金耐熱鋼，其蠕變脆性按珠光體-鐵素體、馬氏體、貝氏體的順序敏感度增大，持久塑性降低。研究表明，低合金Cr-Mo、Mo-V和Cr-Mo-V鋼淬火和正火溫度的提高，持久強度提高，持久塑性降低。粗大晶粒增大了鋼對蠕變脆性的敏感性，一般情況下，不出現回火脆性時，隨著回火溫度的提高，低合金Cr-Mo-V鋼的持久塑性增加而持久缺口敏感性減小。

鋼中σ 相的析出對蠕變脆性有明顯影響，大量的 σ相沿晶界連續析出，增大了蠕變脆性。

蠕變脆性減小的途徑：減小晶內強度，使晶內強度與晶界強度達到平衡；強化晶界或者減輕晶界弱化因素的影響。實驗表明，在低合金耐熱鋼中添加B、B+Ti和B-Nb等微量元素，通過在晶界附近形成強化晶界的細小TiC或改變晶界上碳化物的形態，可增大鋼的持久塑性。

五、有色金屬合金力學性能不合格

工業上用的最廣泛的有色金屬是鋁、銅、鎂、鈦及其合金。有色金屬與鋼鐵的熱處理原理相同，但是有其自身的特點。例如，共析轉變對鋼的熱處理有重要作用，但在有色金屬中就很少遇到；馬氏體轉變是鋼鐵材料賴以強化的主要手段，但除了少數銅合金和鈦合金外，其他有色金屬一般不能通過馬氏體轉變強化。有色金屬常用的熱處理工藝是均勻化退火、再結晶退火、去應力退火、固溶處理和時效處理。固溶時效是有色金屬最常用的也是最重要的熱處理強化工藝。

有色金屬熱處理應特別注意以下問題：

1）有色金屬活潑，對加熱環境要求嚴格。例如，鈦合金的加熱環境一般應為真空或微氧化氣氛；為避免氧化，鎂合金常在二氧化硫或二氧化碳保護氣氛中加熱；為避免氫脆，紫銅需要在中性或弱氧化性氣氛下熱處理。

2）為了達到最大的固溶效果，許多有色金屬合金的固溶溫度接近固相線的溫度，為了防止發生過熱過燒，必須嚴格控制爐溫和加熱保溫時間。

有色金屬因為熱處理不當，引起力學性能不合格的常見原因及防止方法見表3 。

▼表3有色金屬熱處理常見力學性能缺陷及防止方法

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