热处理常见缺陷和对策 / 四六文摘

热处理的目的是通过加热和冷却使金属和合金获得期望的微观组织，以便改变材料的加工工艺性能或提高工件的使用性能，从而延长其使用寿命。热处理工件的力学性能未能达到设计技术要求，是一种常见的热处理质量缺陷。其原因有材料选择不当、材料有固有缺陷、热处理工艺不当、加热或冷却方式不当、热处理工艺执行不严等因素造成。

工件在使用过程中，承受不同载荷，在不同工作温度下工作，因而表现为不同的失效方式。例如过量塑性变形、断裂、疲劳、蠕变、磨损、应力腐蚀等。工件最重要的力学性能有硬度、抗拉强度、冲击韧度、蠕变性能、疲劳性能、耐腐蚀性能等。这些性能合格与否，需要根据工件的服役条件和技术条件具体情况具体分析，热处理工作者要掌握热处理与这些性能指标的关系，清楚什么样的热处理工艺问题会引起什么样的性能缺陷，从而找到避免和解决问题的思路。

一、硬度不合格

金属材料的硬度与其静拉伸强度和疲劳强度存在一定的经验关系，并与金属的冷成形性、切削加工性和焊接性能等加工工艺性能存在某种程度的关系；硬度试验不损坏工件，测试简单，数据直观，故而被广泛用作热处理工件的最重要的质量检验指标，不少工件还是其唯一的技术要求。

硬度不合格是最常见的热处理缺陷之一。主要表现为硬度不足、淬火冷却速度不够、表面脱碳、钢材淬透性不够、淬火后残余奥氏体过多、回火不足等因素造成的。淬火工件在局部区域出现硬度偏低的现象叫做软点。软点区域的围观组织多为马氏体和沿原奥氏体晶界分布的托氏体混合组织。软点或硬度不均匀通常是由于淬火加热不均匀或淬火冷却不均匀所引起。加热时炉温不均匀，加热温度或保温时间不足是造成加热不均匀的主要原因。冷却不均匀主要由于淬火冷时工件表面附着着淬火介质的气泡、淬火介质被污染（例如水中有油悬浮珠）或淬火介质搅动不充分所造成的。此外，钢材组织过于粗大，存在严重偏析，大块碳化物或大块自由铁素体也会造成淬火不均匀形成软点。

1.1 软点

淬火加热的目的是使工件在淬火过程中完成组织转变。为此，必须加热到适当温度并有足够保温时间。加热温度偏低和保温时间不足使得原珠光体组织未能完全转变为奥氏体和转变的奥氏体成分不均匀，淬火后得不到完全马氏体组织，结果使工件淬火后形成软点。图1 为T12钢制造的手用丝锥因加热不足形成的显微组织：细针马氏体+淬火托氏体+珠光体。性能上表现为硬度不均匀。

▲图1 T12A钢加热不足的显微组织

1-细针马氏体 2-淬火托氏体 3-珠光体

淬火介质搅拌不充分，工件在淬火介质中移动不够或者工件进入介质方向不对时，往往延迟了工件表面某些部位的蒸汽膜破裂，导致该处冷却速度降低，从而出现高温分解产物，形成软点或局部硬度下降。水蒸气膜比盐水稳定，因此软点更易在水淬的工件上形成。水和水溶液的温度越高越容易产生软点。

淬透性较差的碳钢，工件截面较大时容易出现软点。工件表面不清洁，如有铁锈、碳黑等，也会造成淬火后出现硬度偏低的现象。

1.2 硬度不足

加热不足往往会导致淬火件硬度不足。但冷却不当却是工件硬度不足的常见原因。工件出炉后至淬火前预冷时间过长，冷却介质选择不当或冷却介质温度控制偏高，导致冷却能力不够，工件表面有氧化皮或附着盐液，淬火后工件从淬火介质中提出时温度过高，均可能导致过冷奥氏体在 C 曲线的珠光体转变区域发生分解，形成索氏体和托氏体等非马氏体组织使工件硬度不足。
淬火组织中存在大量残余奥氏体是淬火工件硬度不足的重要原因。残余奥氏体量与奥氏体化学成分有关，含碳量大于 0.5%~0.6% 时，淬火组织中即可明显的观察到残余奥氏体的存在，继续增加碳含量，残余奥氏体量急剧上升，碳的质量分数为1.4%时，残余奥氏体量（体积分数）达 30%。凡是以置换方式固溶于奥氏体的合金元素皆引起残余奥氏体量的增多。残余奥氏体量较少时，对硬度没有明显影响，残余奥氏体量较多时，将导致硬度下降，体积分数 20% 的残余奥氏体将使淬火硬度下降约 6.5HRC 。

1.3 高频淬火和渗碳工件的软点和硬度不足

高频淬火工件的软点包括表层局部没有淬硬的残留软点和硬化层深度不均匀的深度软点两种。这些硬度缺陷由于材料选择不当，原始组织不良，高频淬火加热的电参数、感应器和冷却装置不当等因素所造成的。高频淬火多用于中碳结构钢和低碳中合金结构钢，由于高频淬火加热是快速加热，奥氏体中的碳来不及通过扩散而未充分均匀化，因此，含有Cr、Mo、W、V等碳化物形成元素的钢，由于相变点较高，高频感应加热淬火时，易产生软点和硬度不均匀，选择高频淬火用钢时，应考虑上述元素不要超过一定含量。

钢中碳化物类型、形态、尺寸及分布对高频淬火工件的质量有显著影响。钢中有网状碳化物、碳化物尺寸过大并分布不均匀时，易产生硬度不均匀和硬度不足等缺陷。因此高频淬火受预先热处理的影响很大，高频淬火最佳原始组织是调质处理的回火索氏体。高频感应圈不均匀时，也会导致淬火硬度不足，喷射角度不当，喷射孔大小、数量位置不合理或喷孔被堵塞时，往往导致高频淬火工件硬度不足或形成软点。

渗碳工件硬度不足和软点多由渗碳不足、淬火时脱碳、淬火温度过低、淬火冷却速度不足、表面残余奥氏体量过多、回火过度、工件表面不清洁、渗碳不均匀或冷却不均匀造成。

二、拉伸性能和疲劳性能不合格

退火、正火与淬火是最广泛使用的整体热处理工艺。退火和正火主要作为预备热处理使用。其目的是消除铸造和锻造的组织缺陷，改善工件的切削性能，为最后热处理做组织准备。退火和正火产生的缺陷主要是加热造成的缺陷，如氧化、脱碳、过热和过烧等。氧化和脱碳通常可以在随后的机加工中予以去除。正常规范下，通退火和正火可以使钢的晶粒细化，但是如果加热温度过高，保温时间过长，使奥氏体晶粒很粗大时，正火后易形成魏氏组织，退火后组织粗大，使钢的力学性能下降，这类过热组织可以通过重新加热退火或正火予以消除。普通钢在1200℃氧化性气氛中加热时，钢的组织异常粗化，并在晶界有氧化物形成，加热温度进一步提高，则将引起晶界融化，造成过烧。过烧一旦发生，不能通过热处理和其它方法予以消除，产品只有报废。实际生产中，严格执行工艺操作规程，一般可以防止过热和过烧的产生，淬火和回火作为最后热处理工艺，对工件性能影响甚大，决定着工件的内在质量。淬火不充分或淬透性不足，导致工件的拉伸性能和疲劳强度下降是常见的热处理缺陷。

2.1 拉伸性能不合格

淬火回火工件的热处理质量通常采用硬度控制，值得注意的是，工件的最终硬度相同并不表明其它力学性能也相同。淬火程度不同的钢，通过改变回火温度的方法可以获得相同的硬度，但其力学性能却有很大差异。图2 为淬火程度不同对40Cr钢拉伸性能的影响。

▲图2 淬火程度对40Cr钢拉伸性能的影响

（圆圈内数字为回火硬度）

40Cr钢经过830℃加热在不同淬火冷却速度下获得不同层淬火硬度后，通过不同的淬火温度，回火得到不同的回火硬度，然后进行拉伸试验。结果表明，抗拉强度取决于最后回火硬度，几乎不受淬火硬度的影响；而屈服度强度、伸长率和断面收缩率不仅取决于回火硬度，也与淬火硬度有很大关系，在回火得到相同硬度的条件下，这些性能指标随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，还应检验淬火后的硬度，以便检查工件淬火是否充分，不充分的淬火，在大多数时候应作为热处理缺陷重新返工处理。

2.2 疲劳性能不合格

2.2.1 淬火不充分的影响

用40钢、40Cr钢和40CrMoA钢加工成两组疲劳试样，第一组式样在840℃正常淬火温度下加热淬火，硬度为56~57HRC，第二组用760℃淬火，淬火不充分，淬火硬度只能达到46~48HRC，将两组式样经过不同温度回火至相同硬度（均为33~36HRC）然后进行疲劳试验，试验结果列于表1.实验表明，淬火不充分的第二组试样的抗扭疲劳强度比充分淬火的第一组试样的抗扭疲劳强度低10.8%~37%。

▼表1 淬火程度与抗扭疲劳强度

上述实验结果本身并不是热处理缺陷，但是，通常在淬火后中温回火或调质状态下使用的中碳结构钢和低中碳合金结构钢，若因加热温度偏低、工件尺寸过大或淬火冷却速度不足等原因造成淬火不充分或未淬上火时，即使回火后硬度达到技术要求，其疲劳强度却往往不能满足使用要求而可能导致工件早期失效。这种情况则应视为热处理缺陷，对工件要重新进行热处理或采取其它措施予以补救。

2.2.2 渗碳层内氧化的影响

采用吸热式气氛进行气体渗碳和碳氮共渗时，气氛中的O、微量的H2O与渗碳钢中的Cr、Mn、Si、Ti等元素发生反应，在晶界形成氧化物而导致晶界附近合金元素局部贫化，造成淬透性下降，渗碳淬火后表层出现黑色网状非马氏体组织，这种现象称为内氧化。内氧化层深一般不超过0.05mm。内氧化的产生使渗碳工件表面硬度下降，表面形成残余拉应力，因而大幅度降低了钢的疲劳强度。研究表明，内氧化层深度小于0.013mm时，对疲劳强度影响不大；超过0.016mm时，可使疲劳强度降低25%。为减小和防止内氧化对渗碳层淬透性的影响，可以在炉气中添加一定数量的NH3、控制炉内介质成分、降低炉气氧含量、提高淬火冷却速度，合理选择渗碳钢等措施哦。实践表明，含Mo、和Ni的钢比含Cr和Mn的钢内氧化倾向小。

2.2.3 碳氮共渗层中黑色组织的影响

将碳氮共渗中工件的横截面抛光后，在未腐蚀或轻微腐蚀的状态下，使用光学显微镜在表面渗层中有时可观察到一些分散的大小不一的黑色或暗灰色的斑点、黑带和黑网，这些深色的斑点、黑带和黑网，统称为黑色组织。黑色组织的深度一般不超过0.05mm。深色的斑点是一些主要沿奥氏体晶界分布的大小不一的孔洞。黑色带通常出现在距表面0.03mm深度内，黑带的内测往往可观察到黑色网，主要由于表层形成了某些合金元素的碳氧化物、氮氧化物和碳化物等小颗粒，使奥氏体中合金元素贫化，导致淬透性降低而形成了托氏体的结果。碳氮共渗的黑色组织类似于气体渗碳的内氧化，使表面硬度下降，有益的残余压应力减小，或表面形成残余拉应力，导致疲劳强度的降低。20Cr2Ni4A钢碳氮共渗试样表面黑色组织可使弯曲疲劳强度降低约6%。

2.2.4 渗碳层中过量残余奥氏体的影响

渗碳层中残余奥氏体对渗碳工件的疲劳强度影响不大，甚至有利。但是当渗碳剂活性和浓度太大，淬火温度过高时，由于渗碳层中的奥氏体中溶解了大量的碳和合金元素，使Ms点降低，导致渗碳层中出现大量的残余奥氏体，使渗碳层硬度下降、残余压应力减小甚至形成残余拉应力，结果使渗碳工件的疲劳性能恶化。研究表明，残余奥氏体量超过25%，即会给疲劳性能带来不利的影响，32%的残余奥氏体使渗碳工件的疲劳极限降低10%。

2.2.5 渗层中网状或大块状碳化物的影响

渗碳剂活性太大，渗碳时间过长和渗碳后冷却速度太慢时，渗层中易形成网状或大块状碳化物，这些碳化物主要是渗碳体和合金渗碳体。碳化物的形成导致其周围局部合金元素贫化和淬透性下降，淬火后易形成非马氏体组织。网状和大块状碳化物及非马氏体组织的形成降低了渗层中有利的残余压应力，见图3 ，可使渗碳工件的疲劳强度降低25%~30%。

▲图3 渗层中碳化物对残余应力的影响

1-渗层深度0.8mm，表面含碳 0.9%（w）

2-渗层深度1.0mm，表面含碳1.26%（w）

大块状碳化物对25Kh 2GTA钢接触疲劳性影响如图4 所示。

▲图4 渗层中大块状碳化物对接触疲劳性能的影响

2.2.6 脱碳的影响

渗碳工件在缓冷期和重新加热淬火期间，由于温度连续变化，气氛碳势和渗碳工件表面碳的质量分数不可能达到平衡。当气氛碳势低于渗碳表面的碳的质量分数时，渗碳工件表面发生脱碳。脱碳层的显微组织取决于表层的碳的质量分数及淬火冷却速度，当表层仅有轻微脱碳时，有可能降低表层残余奥氏体含量，表层硬度下降很少甚至略有提高；严重的脱碳将使表层出现非马氏体组织，降低表层硬度，使表层呈现残余拉应力状态，使疲劳强度下降。试验表明，0.22mm的脱碳层使Cr-3%Ni钢的弯曲疲劳强度降低40%。当CrMnTi钢的渗碳层由于脱碳使其硬度下降到41~42HRC时，疲劳极限下降50%。

三、耐腐蚀性能不良

在腐蚀性环境中工作的零件大多用不锈钢制造。不锈钢是含铬超过5%的铁基合金的总称。但要从真正耐腐蚀的角度看，钢中铬的含量（w）必须超过10%。不锈钢的耐腐蚀性来自于其中的铬，这归因于不锈钢的表面能形成一层称为钝化膜的耐腐蚀的富铬薄膜，由水化铬酸CrxOx（OH）8x-2·nH2O组成。铬的质量分数越高。钝化膜中相对铬含量越多。耐腐蚀性越好。不锈钢按其金相组织分为马氏体不锈钢、铁素体不锈钢、奥氏体不锈钢、铁素体-奥氏体不锈钢和沉淀硬化不锈钢五类，铬在不锈钢中分布不均匀将导致其耐腐蚀性下降，热处理影响铬在不锈钢中的分布，因而热处理也极大的影响不锈钢的耐蚀性。2Cr13型马氏体不锈钢若回火温度选择不当，在450℃~600℃回火时，由于Cr23C6型碳化物沿晶界析出，导致晶界附近局部铬贫化，腐蚀抗力大幅度下降，如图5 所示。

▲图5 回火温度对2Cr13性不锈钢性能的影响

1-抗拉强度 2-屈服强度

3-20℃ NaCl 3%水溶液中的腐蚀率

4-艾氏冲击韧度

为了改善铁素体不锈钢的加工性能和调整其晶粒度，需要采用退火处理。00Cr12、1Cr17、Y1Cr17钢的退火温度为780℃~850℃，1Cr17Mo钢的退火温度为850℃~950℃。退火温度过低，再结晶不完全；退火温度过高，会造成晶粒显著粗化，并在冷却过程中发生晶界沉淀，降低钢的耐腐蚀性。典型的奥氏体不锈钢是含有质量分数为 18% 左右的铬和 8% 左右的镍的 18-8 型不锈钢。为了提高晶界腐蚀抗力，常在钢中加入少量铌、钛等能形成稳定碳化物的合金元素。这类钢的Ms点低于室温，不能通过淬火强化，常用的热处理工艺是固溶处理、稳定化处理和消除应力处理。固溶处理的目的是通过加热使含铬的碳化物充分溶入奥氏体内，然后快速冷却抑制碳化物的析出获得单相奥氏体组织，以便使钢具有优良的耐蚀性。奥氏体不锈钢的热处理缺陷是加热不足和冷却速度不足引起的。不含Ti、Nb的奥氏体不锈钢，例如Cr18Ni9，固溶处理温度为1050℃~1150℃，固溶温度低于1000℃时铬碳化物溶解不足，基体含铬量偏低，将导致钢的耐蚀性下降；固溶处理温度高于1150℃，δ铁素体量增多，晶粒易粗大，对于含Nb、Ti元素的奥氏体不锈钢，由于TiC、NbC等碳化物大量溶入奥氏体而失去Ti、Nb元素固定碳化物的作用，在使用过程中，含铬碳化物易沿晶界析出而导致晶界间腐蚀抗力下降。为了提高含Ti、Nb奥氏体不锈钢的晶间腐蚀抗力，其固溶温度通常高于Cr23C6、（Cr，Fe）23C6的溶解温度，低于TiC、NbC的溶解温度，例如，1Cr18Ni9Ti的固溶处理温度常采用930℃~970℃。固溶处理加热温度高并需要快速冷却，变形较大，有时工艺上很难实现，例如，许多焊接结构尺寸较大，焊后无法进行固溶处理。因此对于奥氏体不锈钢，特别是含Ti、Nb奥氏体不锈钢，常采用稳定化退火处理。，18-8型不锈钢的退火温度常采用850℃~930℃，目的是使奥氏体成分均匀化，消除晶界贫铬区，使钢中的碳固定于TiC、NbC中，提高钢的腐蚀抗力。消除机加工应力可采用300℃~350℃低温退火的方法进行。消除焊接应力和改善焊接接头的组织可采用稳定化退火或固溶处理+低温退火工艺。为了避免铁素体晶粒的粗化，奥氏体-铁素体型不锈钢的固溶处理温度一般低于奥氏体型不锈钢。未经稳定化处理是奥氏体不锈钢失去不锈效能的常见原因。

3.1 热处理对晶间腐蚀和点腐蚀的影响

晶间腐蚀是沿晶界发生的选择性腐蚀，也是一种最易受热处理影响的腐蚀类型。发生晶间腐蚀的主要原因是由于晶界贫铬。例如，奥氏体不锈钢在焊接或受到其它热影响而被加热到400℃~850℃时，铬的碳化物易沿晶界析出。结果造成晶界贫铬，导致基体中的铬向晶界扩散。含铬碳氮化物的析出和品格区的恢复取决于温度和时间。温度高时，由于铬的扩散能力大，一方面含铬碳化物容易析出，另一方面铬向贫铬区扩散的恢复过程进行得也较快；温度低时，虽然铬难于在钢中扩散，但铬碳化物也不会在晶界析出，因而也不会发生晶界贫铬问题。

然而在某个特定温度区间和时间参数下进行热处理或在某个温度区间长期使用时，由于含铬碳化物沿晶界析出将导致晶界腐蚀抗力的急剧下降。表示发生晶界腐蚀的热处理温度和时间关系曲线叫做时间-温度-敏化曲线（T-T-S曲线）。图6 就是奥氏体不锈钢的典型T-T-S曲线。在C型曲线的右侧热处理状态下，不锈钢易产生晶间腐蚀。

▲图6 0Cr19Ni9和00CrNi11钢的T-T-S曲线

由于铬在铁素体型不锈钢中的扩散速度比在奥氏体型不锈钢中快约两个量级，因而铁素体型不锈钢的T-T-S曲线位于奥氏体型不锈钢的下方。T-T-S是在等温条件测得的，在热处理实践中，铬的碳化物能否沿晶界析出和析出后对晶界腐蚀抗力的影响程度取决于冷却速度和冷却开始温度。冷却速度快时，析出铬的碳氮化物造成的贫铬区能够通过铬的扩散得以恢复，故在某一冷却速度下，晶间腐蚀敏感，如图7 所示。

▲图7 冷却速度对1Cr17不锈钢腐蚀速率的影响

1-空冷（从1200℃冷却） 2-空冷（从950℃冷却）

点腐蚀是一种典型的局部腐蚀，在金属表面大部分保持钝态的条件下，由于钝化膜的局部破坏而引起的虫眼状腐蚀叫做点腐蚀。不锈钢的点腐蚀性能下降也与局部贫铬有关。值得注意的是18-8型不锈钢经过650℃×2h敏化处理造成晶界附近严重的贫铬，经过800℃×2h敏化处理后，晶界贫铬相对较轻，但贫铬范围较宽。见图8 。

▲图8 铬在晶界碳化物附近的分布

1-650℃×2h 2-800℃×2h

其晶间腐蚀敏感性前者更大然而点蚀抗力确实前者大于后者，表明点腐蚀和晶间腐蚀的因素并不相同。

3.2 热处理对应力腐蚀开裂的影响

应力腐蚀开裂是最常见的一种腐蚀状态。影响应力腐蚀开裂的因素包括冶金、受力状态和环境三个方面。一般认为拉应力的存在是产生应力腐蚀开裂的必要条件。因此，若表面残余拉应力消除不彻底或因热处理不当在工件表面产生了残余拉应力，都将导致工件应力腐蚀抗力的下降。不均匀的微观组织容易产生应力腐蚀。敏化处理的不锈钢容易产生晶间应力腐蚀开裂，图9 是热处理对 18-8 型不锈钢应力腐蚀开裂的影响，经过650℃敏化处理，应力腐蚀抗力急剧下降。

▲图9 敏化对18-8型不锈钢应力腐蚀开裂的影响

（低应变速度法；实验温度286℃；应变速率ε=8×10EXP-6）

强度强烈地影响马氏体不锈钢的应力腐蚀开裂行为。淬火状态下其应力腐蚀开裂的倾向很大，随着回火温度的升高，应力腐蚀抗力显著得到改善，但是对于Cr12型马氏体不锈钢，在400-550℃温度区间回火时，由于M23C6型碳化物的析出造成基体局部贫铬，会出现应力腐蚀抗力低谷。见图10 。

▲图10 回火温度对Cr12型不锈钢屈

服强度和应力腐蚀开裂行为的影响

1-外加应力为50%σ0.2

2-外加应力为75%σ0.2

四、持久蠕变性能不合格

电站、化工、锅炉和航空发动机等设备中，某些零件需要在高温下长期运行，例如，航空发动机叶片的使用温度高达1000℃，汽轮机高压转子的使用温度约为550℃；核反应堆和发电设备的设计寿命为30年左右，民用航空发动机的设计寿命为25000h（3万次飞行起落）。对于这些零件，过量的蠕变变形和蠕变断裂是常见的失效方式之一。蠕变极限、持久强度和持久塑性是材料的主要高温力学性能指标。蠕变极限表征了高温长时期载荷作用下材料对蠕变变形的抗力，持久强度是评价材料抵抗蠕变断裂的抗力指标，而材料承受蠕变变形的容量大小则用持久塑性表示。材料在高温下的变形与断裂除受温度和外力的影响外，与材料的成分和显微组织密切相关。因为热处理不当、组织不良使材料的高温力学性能指标不能满足服役要求而导致的高温构件早期失效的情况，应视为是一种热处理缺陷而予以预防。

4.1 高温合金热处理与持久蠕变性能

航空用高温合金有镍基高温合金、铁基高温合金和钴基高温合金三类。镍基高温合金是指镍的质量分数＞50%的合金；铁基高温合金实际上都是铁镍基合金，镍的质量分数大致可分为25%、35%~40%和45%左右几个档次；钴基高温合金国内应用较少。

高温合金都是复杂的合金化系统，大多采用固溶强化、第二相强化和晶界强化以及综合强化等手段获得期望的性能。

4.1.1 高温合金中的常见相

高温合金的基体是Ni-Cr、Fe-Ni-Cr和Co-Cr-Ni奥氏体。高温合金中的第二相有各种碳化物、氮化物、硼化物和各种合金间化合物。γ´［Ni3（AlxTi）］和

γ´´（NixNb）相是高温合金中最重要的强化相。高温合金中常见的第二相及其影响见表2 。

▼表2 高温合金中常见第二相及其对合金的影响

高温合金热处理的主要任务就是根据工件服役条件调整工艺参数、抑制有害相析出改变有益相的数量、形态、大小、分布以便获得期望的性能。

4.1.2 高温合金热处理对持久蠕变性能的影响

高温合金最基本的热处理是固溶和时效。固溶处理温度可使 γ´ 相和碳化物固溶、晶粒长大，并获得高的持久强度。较低的固溶温度不能溶解高温碳化物，只能溶解主要的强化相晶粒较细小，可获得高的瞬时抗拉强度。中等固溶处理温度可获得较好的综合性能，高温合金的时效可以采用单级和多级方式，时效温度一般应稍高于使用温度，以便使合金获得较稳定的组织状态。

决定铁基高温合金组织和性能的关键因素是固溶处理温度和保温时间，冷却方法的影响较小。随着固溶温度的提高，合金在中温（550℃）以下的抗拉强度下降，塑性提高；而高温强度则基本不变，高温塑性下降。持久强度先随固溶温度升高而升高，在某一温度下（如1150℃~1170℃）达到峰值，然后下降；持久塑性则随固溶温度的提高一般呈下降趋势。时效处理的目的是获得数量、形态和分布合理的第二相。对于时效硬化合金，随时效温度的升高，时效过程加快，合金的最大硬度上升，超过一定温度，又会使时效的最高硬度下降。例如，GH150合金的 γ´ 相析出的峰值温度为750℃~780℃，高于此温度时，合金硬度下降，变为过时效状态。时效过程中，碳化物在晶界和晶内析出，在晶界形成秋装或链状的M23C6型或M6C型碳化物，可以改变合金的持久蠕变性能，而若形成膜状或胞状碳化物，则会降低合金的持久塑性，引起持久缺口敏感性。某些常用的 γ´ 相强化的高温合金常用二次时效或阶梯式时效工艺，这样可以获得两种大小不同的 γ´ 相质点，使合金获得较好的综合性能。某些合金经过两次时效处理，其屈服强度和蠕变强度仍然偏低，不能满足技术条件要求时，可提高第一次的时效温度，并增加第三次时效。如用 GH901 合金制造的某零件，其技术要求为：σ0.2≥830MPa，650℃，620MPa 的持久塑性δ≥4%；原处理工艺为1085℃×2h水冷，770℃×h空冷，720℃×24h空冷，其 σ0.2 为810~900MPa，δ 为2.8%~4.9%，不能满足技术要求；调整后的工艺为1085℃×2h水冷790×2h空冷，720℃×24h空冷，650℃×12h空冷，其性能为 σ0.2 850~930MPa。δ为 6.3%~7.3%，达到了技术要求。

镍基和铁基高温合金的基体相同，第二相的类型基本相似，因此两类合金的热处理原理相同，工艺相似。镍基高温合金包括固溶强化和沉淀强化两类。他们在成型加工过程中，往往需要进行中间退火和消除应力退火；但主要决定其性能的热处理工序是固溶处理或固溶+时效处理。

镍基高温合金热处理工艺的关键，是根据工件的服役条件合理选择固溶处理温度。固溶处理温度高，合金的晶粒粗大，具有较好的高温持久和蠕变性能；较低的固溶处理温度可使合金晶粒细小，具有较高的抗拉强度、疲劳强度和冲击韧性。例如，GH4169合金固溶处理温度在940℃~1040℃范围内变化时，其室温抗拉强度随处理温度升高而降低，塑性很高，当固溶温度≥980℃时，δ 相全部溶解，持久强度提高，但持久塑性急剧下降。合金化程度较低的镍基合高温合金一般只需一次时效处理，合金化程度较高时，往往需要二次时效、三次时效、甚至两次固溶两次时效的四段热处理，一遍调整晶界析出物的类型、大小和分布，并使 γ´ 相分布更为合理。通常一次固溶处理后，再在 γ´ 溶解温度以下的处理加一次时效。第二次固溶或一次时效又称中间处理。中间处理可显著提高高温合金的持久寿命和塑性，改善合金的组织稳定性。

国内航空用的钴基高温合金有GH188、GH605和GH159三个牌号，GH188、GH605含有较高的W，属于固溶强化合金，但也形成一定程度的碳化物弥散强化。GH159属于时效硬化型合金，采用冷作硬化和时效相结合的工艺，可获得很高的强度。

少数铸造高温合金的铸态组织有较高的热强性，经过时效处理后即可投入使用。但是，多数高合金化的铸造高温合金的铸态组织中存在粗大的（γ+ γ´）共晶， γ´ 相的颗粒粗大，偏析严重，组织不稳定。因而需要进行高温固溶处理改善合金成分和组织的不均匀性，获得更合理的第二相分布，从而提高合金持久强度和抗蠕变强度。

高温合金的持久蠕变强度不合格，往往是固溶处理温度偏低和时效工艺不当造成的，而过高的固溶处理温度又会造成室温强度下降和持久塑性的降低。高温合金的性能可以在很宽的范围内通过调整热处理工艺的方法予以控制。根据工件服役条件优化热处理工艺对高温合金特别重要。

4.2 高温蠕变脆性

耐热钢和合金在高温长期应力作用下，其伸长率和断面收缩率大大降低，往往导致脆性断裂，这种现象称为高温蠕变脆性。这种脆性以蠕变断裂时持久塑性 δ 与实验时间关系曲线的最低点的塑性来衡量，如图11 所示。为了防止发生脆蠕变性断裂，一般要求持久塑性不小于3%~5%。

▲图11 Cr18Ni12Nb1奥氏体钢持久塑性与时间的关系

蠕变脆性是在高温长期载荷作用下材料内部组织变化所引起的，在体心立方晶格的金属和奥氏体钢中都会发生。蠕变脆性与钢的原始强度有关，室温抗拉强度大于755MPa的钢容易发生蠕变脆性断裂；钢发生蠕变脆性时，往往呈现低塑性的晶间断裂。因此，碳化物沿晶界沉淀对蠕变脆性有主要影响，P、Sn、As、Sb、Pb、和Bi等元素促使钢的蠕变脆性发生；合金元素对蠕变脆性的影响取决于他们对晶界和晶内的相对强化效应，例如，低合金耐热钢中添加V、奥氏体钢中添加Nb，由于稳定的VC和NbC在晶内析出强化而大大加强了钢的蠕变脆性倾向；对含Cr的Cr-Mo-V钢（w：C0.2%-Mo1%-V0.75%）的研究表明，随着钢中Cr的质量分数由0.59%增加到2.88%，其持久塑性提高而持久强度降低，这是因为Cr的质量分数较低时，钢中主要析出VC引起晶内强度增加，导致低的持久塑性，而含Cr较高时，钢中析出尺寸较大的椭圆形Cr7C3代替了VC，使晶内的相对强度降低，从而减小了钢的蠕变脆性。

对于低合金耐热钢，其蠕变脆性按珠光体-铁素体、马氏体、贝氏体的顺序敏感度增大，持久塑性降低。研究表明，低合金Cr-Mo、Mo-V和Cr-Mo-V钢淬火和正火温度的提高，持久强度提高，持久塑性降低。粗大晶粒增大了钢对蠕变脆性的敏感性，一般情况下，不出现回火脆性时，随着回火温度的提高，低合金Cr-Mo-V钢的持久塑性增加而持久缺口敏感性减小。

钢中 σ 相的析出对蠕变脆性有明显影响，大量的 σ 相沿晶界连续析出，增大了蠕变脆性。

蠕变脆性减小的途径：减小晶内强度，使晶内强度与晶界强度达到平衡；强化晶界或者减轻晶界弱化因素的影响。实验表明，在低合金耐热钢中添加B、B+Ti和B-Nb等微量元素，通过在晶界附近形成强化晶界的细小TiC或改变晶界上碳化物的形态，可增大钢的持久塑性。

五、有色金属合金力学性能不合格

工业上用的最广泛的有色金属是铝、铜、镁、钛及其合金。有色金属与钢铁的热处理原理相同，但是有其自身的特点。例如，共析转变对钢的热处理有重要作用，但在有色金属中就很少遇到；马氏体转变是钢铁材料赖以强化的主要手段，但除了少数铜合金和钛合金外，其他有色金属一般不能通过马氏体转变强化。有色金属常用的热处理工艺是均匀化退火、再结晶退火、去应力退火、固溶处理和时效处理。固溶时效是有色金属最常用的也是最重要的热处理强化工艺。