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(xué)性能未能達(dá)到設(shè)計(jì)技術(shù)要求，是一種常見的熱處理質(zhì)量缺陷。其原因有材料選擇不當(dāng)、材料有固有缺陷、熱處理工藝不當(dāng)、加熱或冷卻方式不當(dāng)、熱處理工藝執(zhí)行不嚴(yán)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(xiàn)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(yīng)力腐蝕等。工件最重要的力學(xué)性能有硬度、抗拉強(qiáng)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(jù)工件的服役條件和技術(shù)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(biāo)的關(guān)系，清楚什么樣的熱處理工藝問題會(huì)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(qiáng)度和疲勞強(qiáng)度存在一定的經(jīng)驗(yàn)關(guān)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(guān)系；硬度試驗(yàn)不損壞工件，測試簡單，數(shù)據(jù)直觀，故而被廣泛用作熱處理工件的最重要的質(zhì)量檢驗(yàn)指標(biāo)，不少工件還是其唯一的技術(shù)要求。

硬度不合格是最常見的熱處理缺陷之一。主要表現(xiàn)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(qū)域出現(xiàn)硬度偏低的現(xiàn)象叫做軟點(diǎn)。軟點(diǎn)區(qū)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(diǎn)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(shí)爐溫不均勻，加熱溫度或保溫時(shí)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(shí)工件表面附著著淬火介質(zhì)的氣泡、淬火介質(zhì)被污染（例如水中有油懸浮珠）或淬火介質(zhì)攪動(dòng)不充分所造成的。此外，鋼材組織過于粗大，存在嚴(yán)重偏析，大塊碳化物或大塊自由鐵素體也會(huì)造成淬火不均勻形成軟點(diǎn)。

1.1 軟點(diǎn)

淬火加熱的目的是使工件在淬火過程中完成組織轉(zhuǎn)變。為此，必須加熱到適當(dāng)溫度并有足夠保溫時(shí)間。加熱溫度偏低和保溫時(shí)間不足使得原珠光體組織未能完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體和轉(zhuǎn)變的奧氏體成分不均勻，淬火后得不到完全馬氏體組織，結(jié)果使工件淬火后形成軟點(diǎn)。 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(xì)針馬氏體+淬火托氏體+珠光體。性能上表現(xiàn)為硬度不均勻。

▲圖1T12A鋼加熱不足的顯微組織

1-細(xì)針馬氏體 2-淬火托氏體 3-珠光體

淬火介質(zhì)攪拌不充分，工件在淬火介質(zhì)中移動(dòng)不夠或者工件進(jìn)入介質(zhì)方向不對時(shí)，往往延遲了工件表面某些部位的蒸汽膜破裂，導(dǎo)致該處冷卻速度降低，從而出現(xiàn)高溫分解產(chǎn)物，形成軟點(diǎn)或局部硬度下降。水蒸氣膜比鹽水穩(wěn)定，因此軟點(diǎn)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(chǎn)生軟點(diǎn)。

淬透性較差的碳鋼，工件截面較大時(shí)容易出現(xiàn)軟點(diǎn)。工件表面不清潔，如有鐵銹、碳黑等，也會(huì)造成淬火后出現(xiàn)硬度偏低的現(xiàn)象。

1.2 硬度不足

加熱不足往往會(huì)導(dǎo)致淬火件硬度不足。但冷卻不當(dāng)卻是工件硬度不足的常見原因。工件出爐后至淬火前預(yù)冷時(shí)間過長，冷卻介質(zhì)選擇不當(dāng)或冷卻介質(zhì)溫度控制偏高，導(dǎo)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(zhì)中提出時(shí)溫度過高，均可能導(dǎo)致過冷奧氏體在 C 曲線的珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)域發(fā)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(xué)成分有關(guān)，含碳量大于 0.5%~0.6% 時(shí)，淬火組織中即可明顯的觀察到殘余奧氏體的存在，繼續(xù)增加碳含量，殘余奧氏體量急劇上升，碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.4%時(shí)，殘余奧氏體量（體積分?jǐn)?shù)）達(dá) 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(shí)，對硬度沒有明顯影響，殘余奧氏體量較多時(shí)，將導(dǎo)致硬度下降，體積分?jǐn)?shù) 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(diǎn)和硬度不足

高頻淬火工件的軟點(diǎn)包括表層局部沒有淬硬的殘留軟點(diǎn)和硬化層深度不均勻的深度軟點(diǎn)兩種。這些硬度缺陷由于材料選擇不當(dāng)，原始組織不良，高頻淬火加熱的電參數(shù)、感應(yīng)器和冷卻裝置不當(dāng)?shù)纫蛩厮斐傻?。高頻淬火多用于中碳結(jié)構(gòu)鋼和低碳中合金結(jié)構(gòu)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(kuò)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(diǎn)較高，高頻感應(yīng)加熱淬火時(shí)，易產(chǎn)生軟點(diǎn)和硬度不均勻，選擇高頻淬火用鋼時(shí)，應(yīng)考慮上述元素不要超過一定含量。

鋼中碳化物類型、形態(tài)、尺寸及分布對高頻淬火工件的質(zhì)量有顯著影響。鋼中有網(wǎng)狀碳化物、碳化物尺寸過大并分布不均勻時(shí)，易產(chǎn)生硬度不均勻和硬度不足等缺陷。因此高頻淬火受預(yù)先熱處理的影響很大，高頻淬火最佳原始組織是調(diào)質(zhì)處理的回火索氏體。高頻感應(yīng)圈不均勻時(shí)，也會(huì)導(dǎo)致淬火硬度不足，噴射角度不當(dāng)，噴射孔大小、數(shù)量位置不合理或噴孔被堵塞時(shí)，往往導(dǎo)致高頻淬火工件硬度不足或形成軟點(diǎn)。

滲碳工件硬度不足和軟點(diǎn)多由滲碳不足、淬火時(shí)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(yù)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(zhǔn)備。退火和正火產(chǎn)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(jī)加工中予以去除。正常規(guī)范下，通退火和正火可以使鋼的晶粒細(xì)化，但是如果加熱溫度過高，保溫時(shí)間過長，使奧氏體晶粒很粗大時(shí)，正火后易形成魏氏組織，退火后組織粗大，使鋼的力學(xué)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(shí)，鋼的組織異常粗化，并在晶界有氧化物形成，加熱溫度進(jìn)一步提高，則將引起晶界融化，造成過燒。過燒一旦發(fā)生，不能通過熱處理和其它方法予以消除，產(chǎn)品只有報(bào)廢。實(shí)際生產(chǎn)中，嚴(yán)格執(zhí)行工藝操作規(guī)程，一般可以防止過熱和過燒的產(chǎn)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(nèi)在質(zhì)量。淬火不充分或淬透性不足，導(dǎo)致工件的拉伸性能和疲勞強(qiáng)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(zhì)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(xué)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(xué)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(nèi)數(shù)字為回火硬度）

40Cr鋼經(jīng)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(jìn)行拉伸試驗(yàn)。結(jié)果表明，抗拉強(qiáng)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(qiáng)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(guān)系，在回火得到相同硬度的條件下，這些性能指標(biāo)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(yīng)檢驗(yàn)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(shù)時(shí)候應(yīng)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(dá)到46~48HRC，將兩組式樣經(jīng)過不同溫度回火至相同硬度（均為33~36HRC）然后進(jìn)行疲勞試驗(yàn)，試驗(yàn)結(jié)果列于表1.實(shí)驗(yàn)表明，淬火不充分的第二組試樣的抗扭疲勞強(qiáng)度比充分淬火的第一組試樣的抗扭疲勞強(qiáng)度低10.8%~37%。

▼表1 淬火程度與抗扭疲勞強(qiáng)度

上述實(shí)驗(yàn)結(jié)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(diào)質(zhì)狀態(tài)下使用的中碳結(jié)構(gòu)鋼和低中碳合金結(jié)構(gòu)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(shí)，即使回火后硬度達(dá)到技術(shù)要求，其疲勞強(qiáng)度卻往往不能滿足使用要求而可能導(dǎo)致工件早期失效。這種情況則應(yīng)視為熱處理缺陷，對工件要重新進(jìn)行熱處理或采取其它措施予以補(bǔ)救。

2.2.2 滲碳層內(nèi)氧化的影響

采用吸熱式氣氛進(jìn)行氣體滲碳和碳氮共滲時(shí)，氣氛中的O、微量的H2O與滲碳鋼中的Cr、Mn、Si、Ti等元素發(fā)生反應(yīng)，在晶界形成氧化物而導(dǎo)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(xiàn)黑色網(wǎng)狀非馬氏體組織，這種現(xiàn)象稱為內(nèi)氧化。內(nèi)氧化層深一般不超過0.05mm。內(nèi)氧化的產(chǎn)生使?jié)B碳工件表面硬度下降，表面形成殘余拉應(yīng)力，因而大幅度降低了鋼的疲勞強(qiáng)度。研究表明，內(nèi)氧化層深度小于0.013mm時(shí)，對疲勞強(qiáng)度影響不大；超過0.016mm時(shí)，可使疲勞強(qiáng)度降低25%。為減小和防止內(nèi)氧化對滲碳層淬透性的影響，可以在爐氣中添加一定數(shù)量的NH3、控制爐內(nèi)介質(zhì)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(shí)踐表明，含Mo、和Ni的鋼比含Cr和Mn的鋼內(nèi)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(tài)下，使用光學(xué)顯微鏡在表面滲層中有時(shí)可觀察到一些分散的大小不一的黑色或暗灰色的斑點(diǎn)、黑帶和黑網(wǎng)，這些深色的斑點(diǎn)、黑帶和黑網(wǎng)，統(tǒng)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(diǎn)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(xiàn)在距表面0.03mm深度內(nèi)，黑帶的內(nèi)測往往可觀察到黑色網(wǎng)，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(dǎo)致淬透性降低而形成了托氏體的結(jié)果。碳氮共滲的黑色組織類似于氣體滲碳的內(nèi)氧化，使表面硬度下降，有益的殘余壓應(yīng)力減小，或表面形成殘余拉應(yīng)力，導(dǎo)致疲勞強(qiáng)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(qiáng)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(qiáng)度影響不大，甚至有利。但是當(dāng)滲碳劑活性和濃度太大，淬火溫度過高時(shí)，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(diǎn)降低，導(dǎo)致滲碳層中出現(xiàn)大量的殘余奧氏體，使?jié)B碳層硬度下降、殘余壓應(yīng)力減小甚至形成殘余拉應(yīng)力，結(jié)果使?jié)B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(huì)給疲勞性能帶來不利的影響，32%的殘余奧氏體使?jié)B碳工件的疲勞極限降低10%。

2.2.5 滲層中網(wǎng)狀或大塊狀碳化物的影響

滲碳劑活性太大，滲碳時(shí)間過長和滲碳后冷卻速度太慢時(shí)，滲層中易形成網(wǎng)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(dǎo)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(wǎng)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(yīng)力，見圖3 ，可使?jié)B碳工件的疲勞強(qiáng)度降低25%~30%。

▲圖3滲層中碳化物對殘余應(yīng)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(xù)變化，氣氛碳勢和滲碳工件表面碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)不可能達(dá)到平衡。當(dāng)氣氛碳勢低于滲碳表面的碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)時(shí)，滲碳工件表面發(fā)生脫碳。脫碳層的顯微組織取決于表層的碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)及淬火冷卻速度，當(dāng)表層僅有輕微脫碳時(shí)，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(yán)重的脫碳將使表層出現(xiàn)非馬氏體組織，降低表層硬度，使表層呈現(xiàn)殘余拉應(yīng)力狀態(tài)，使疲勞強(qiáng)度下降。試驗(yàn)表明，0.22mm的脫碳層使Cr-3%Ni鋼的彎曲疲勞強(qiáng)度降低40%。當(dāng)CrMnTi鋼的滲碳層由于脫碳使其硬度下降到41~42HRC時(shí)，疲勞極限下降50%。三、耐腐蝕性能不良 在腐蝕性環(huán)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(zhì)量分?jǐn)?shù)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?qū)?dǎo)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(dāng)，在450℃~600℃回火時(shí)，由于Cr23C6型碳化物沿晶界析出，導(dǎo)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(qiáng)度2-屈服強(qiáng)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(diào)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(jié)晶不完全；退火溫度過高，會(huì)造成晶粒顯著粗化，并在冷卻過程中發(fā)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(zhì)量分?jǐn)?shù)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(wěn)定碳化物的合金元素。這類鋼的Ms點(diǎn)低于室溫，不能通過淬火強(qiáng)化，常用的熱處理工藝是固溶處理、穩(wěn)定化處理和消除應(yīng)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(nèi)，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(yōu)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(shí)鉻碳化物溶解不足，基體含鉻量偏低，將導(dǎo)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(dǎo)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，F(xiàn)e）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(shí)工藝上很難實(shí)現(xiàn)，例如，許多焊接結(jié)構(gòu)尺寸較大，焊后無法進(jìn)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(wěn)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(qū)，使鋼中的碳固定于TiC、NbC中，提高鋼的腐蝕抗力。

消除機(jī)加工應(yīng)力可采用300℃~350℃低溫退火的方法進(jìn)行。消除焊接應(yīng)力和改善焊接接頭的組織可采用穩(wěn)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(jīng)穩(wěn)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(diǎn)腐蝕的影響

晶間腐蝕是沿晶界發(fā)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(fā)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(shí)，鉻的碳化物易沿晶界析出。結(jié)果造成晶界貧鉻，導(dǎo)致基體中的鉻向晶界擴(kuò)散。含鉻碳氮化物的析出和品格區(qū)的恢復(fù)取決于溫度和時(shí)間。溫度高時(shí)，由于鉻的擴(kuò)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(qū)擴(kuò)散的恢復(fù)過程進(jìn)行得也較快；溫度低時(shí)，雖然鉻難于在鋼中擴(kuò)散，但鉻碳化物也不會(huì)在晶界析出，因而也不會(huì)發(fā)生晶界貧鉻問題。

然而在某個(gè)特定溫度區(qū)間和時(shí)間參數(shù)下進(jìn)行熱處理或在某個(gè)溫度區(qū)間長期使用時(shí)，由于含鉻碳化物沿晶界析出將導(dǎo)致晶界腐蝕抗力的急劇下降。表示發(fā)生晶界腐蝕的熱處理溫度和時(shí)間關(guān)系曲線叫做時(shí)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(cè)熱處理狀態(tài)下，不銹鋼易產(chǎn)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(kuò)散速度比在奧氏體型不銹鋼中快約兩個(gè)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(shí)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(shí)，析出鉻的碳氮化物造成的貧鉻區(qū)能夠通過鉻的擴(kuò)散得以恢復(fù)，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(diǎn)腐蝕是一種典型的局部腐蝕，在金屬表面大部分保持鈍態(tài)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(diǎn)腐蝕。不銹鋼的點(diǎn)腐蝕性能下降也與局部貧鉻有關(guān)。值得注意的是18-8型不銹鋼經(jīng)過650℃×2h敏化處理造成晶界附近嚴(yán)重的貧鉻，經(jīng)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(diǎn)蝕抗力確實(shí)前者大于后者，表明點(diǎn)腐蝕和晶間腐蝕的因素并不相同。

3.2 熱處理對應(yīng)力腐蝕開裂的影響

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

▲圖9敏化對18-8型不銹鋼應(yīng)力腐蝕開裂的影響

（低應(yīng)變速度法；實(shí)驗(yàn)溫度286℃；應(yīng)變速率ε=8×10EXP-6）

強(qiáng)度強(qiáng)烈地影響馬氏體不銹鋼的應(yīng)力腐蝕開裂行為。淬火狀態(tài)下其應(yīng)力腐蝕開裂的傾向很大，隨著回火溫度的升高，應(yīng)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(qū)間回火時(shí)，由于M23C6型碳化物的析出造成基體局部貧鉻，會(huì)出現(xiàn)應(yīng)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(qiáng)度和應(yīng)力腐蝕開裂行為的影響1-外加應(yīng)力為50%σ0.22-外加應(yīng)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(fā)動(dòng)機(jī)等設(shè)備中，某些零件需要在高溫下長期運(yùn)行，例如，航空發(fā)動(dòng)機(jī)葉片的使用溫度高達(dá)1000℃，汽輪機(jī)高壓轉(zhuǎn)子的使用溫度約為550℃；核反應(yīng)堆和發(fā)電設(shè)備的設(shè)計(jì)壽命為30年左右，民用航空發(fā)動(dòng)機(jī)的設(shè)計(jì)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(qiáng)度和持久塑性是材料的主要高溫力學(xué)性能指標(biāo)。蠕變極限表征了高溫長時(shí)期載荷作用下材料對蠕變變形的抗力，持久強(qiáng)度是評價(jià)材料抵抗蠕變斷裂的抗力指標(biāo)，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(guān)。因?yàn)闊崽幚聿划?dāng)、組織不良使材料的高溫力學(xué)性能指標(biāo)不能滿足服役要求而導(dǎo)致的高溫構(gòu)件早期失效的情況，應(yīng)視為是一種熱處理缺陷而予以預(yù)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(zhì)量分?jǐn)?shù)＞50%的合金；鐵基高溫合金實(shí)際上都是鐵鎳基合金，鎳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)大致可分為25%、35%~40%和45%左右?guī)讉€(gè)檔次；鈷基高溫合金國內(nèi)應(yīng)用較少。

高溫合金都是復(fù)雜的合金化系統(tǒng)，大多采用固溶強(qiáng)化、第二相強(qiáng)化和晶界強(qiáng)化以及綜合強(qiáng)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(qiáng)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(wù)就是根據(jù)工件服役條件調(diào)整工藝參數(shù)、抑制有害相析出改變有益相的數(shù)量、形態(tài)、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(shí)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(qiáng)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(qiáng)化相晶粒較細(xì)小，可獲得高的瞬時(shí)抗拉強(qiáng)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(shí)效可以采用單級和多級方式，時(shí)效溫度一般應(yīng)稍高于使用溫度，以便使合金獲得較穩(wěn)定的組織狀態(tài)。

決定鐵基高溫合金組織和性能的關(guān)鍵因素是固溶處理溫度和保溫時(shí)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(qiáng)度下降，塑性提高；而高溫強(qiáng)度則基本不變，高溫塑性下降。持久強(qiáng)度先隨固溶溫度升高而升高，在某一溫度下（如1150℃~1170℃）達(dá)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(shí)效處理的目的是獲得數(shù)量、形態(tài)和分布合理的第二相。對于時(shí)效硬化合金，隨時(shí)效溫度的升高，時(shí)效過程加快，合金的最大硬度上升，超過一定溫度，又會(huì)使時(shí)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(shí)，合金硬度下降，變?yōu)檫^時(shí)效狀態(tài)。

時(shí)效過程中，碳化物在晶界和晶內(nèi)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(huì)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(qiáng)化的高溫合金常用二次時(shí)效或階梯式時(shí)效工藝，這樣可以獲得兩種大小不同的γ′相質(zhì)點(diǎn)，使合金獲得較好的綜合性能。

某些合金經(jīng)過兩次時(shí)效處理，其屈服強(qiáng)度和蠕變強(qiáng)度仍然偏低，不能滿足技術(shù)條件要求時(shí)，可提高第一次的時(shí)效溫度，并增加第三次時(shí)效。如用 GH901 合金制造的某零件，其技術(shù)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(shù)要求；調(diào)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(dá)到了技術(shù)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(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化兩類。他們在成型加工過程中，往往需要進(jìn)行中間退火和消除應(yīng)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(shí)效處理。

鎳基高溫合金熱處理工藝的關(guān)鍵，是根據(jù)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(xì)小，具有較高的抗拉強(qiáng)度、疲勞強(qiáng)度和沖擊韌性。例如，GH4169合金固溶處理溫度在940℃~1040℃范圍內(nèi)變化時(shí)，其室溫抗拉強(qiáng)度隨處理溫度升高而降低，塑性很高，當(dāng)固溶溫度≥980℃時(shí)，δ 相全部溶解，持久強(qiáng)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(shí)效處理，合金化程度較高時(shí)，往往需要二次時(shí)效、三次時(shí)效、甚至兩次固溶兩次時(shí)效的四段熱處理，一遍調(diào)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(shí)效。第二次固溶或一次時(shí)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(wěn)定性。

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

少數(shù)鑄造高溫合金的鑄態(tài)組織有較高的熱強(qiáng)性，經(jīng)過時(shí)效處理后即可投入使用。但是，多數(shù)高合金化的鑄造高溫合金的鑄態(tài)組織中存在粗大的（γ+γ′）共晶，γ′相的顆粒粗大，偏析嚴(yán)重，組織不穩(wěn)定。因而需要進(jìn)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(qiáng)度和抗蠕變強(qiáng)度。

高溫合金的持久蠕變強(qiáng)度不合格，往往是固溶處理溫度偏低和時(shí)效工藝不當(dāng)造成的，而過高的固溶處理溫度又會(huì)造成室溫強(qiáng)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(nèi)通過調(diào)整熱處理工藝的方法予以控制。根據(jù)工件服役條件優(yōu)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(yīng)力作用下，其伸長率和斷面收縮率大大降低，往往導(dǎo)致脆性斷裂，這種現(xiàn)象稱為高溫蠕變脆性。這種脆性以蠕變斷裂時(shí)持久塑性δ與實(shí)驗(yàn)時(shí)間關(guān)系曲線的最低點(diǎn)的塑性來衡量，如圖11 所示。為了防止發(fā)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(shí)間的關(guān)系

蠕變脆性是在高溫長期載荷作用下材料內(nèi)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(huì)發(fā)生。蠕變脆性與鋼的原始強(qiáng)度有關(guān)，室溫抗拉強(qiáng)度大于755MPa的鋼容易發(fā)生蠕變脆性斷裂；鋼發(fā)生蠕變脆性時(shí)，往往呈現(xiàn)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(fā)生；合金元素對蠕變脆性的影響取決于他們對晶界和晶內(nèi)的相對強(qiáng)化效應(yīng)，例如，低合金耐熱鋼中添加V、奧氏體鋼中添加Nb，由于穩(wěn)定的VC和NbC在晶內(nèi)析出強(qiáng)化而大大加強(qiáng)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(zhì)量分?jǐn)?shù)由0.59%增加到2.88%，其持久塑性提高而持久強(qiáng)度降低，這是因?yàn)镃r的質(zhì)量分?jǐn)?shù)較低時(shí)，鋼中主要析出VC引起晶內(nèi)強(qiáng)度增加，導(dǎo)致低的持久塑性，而含Cr較高時(shí)，鋼中析出尺寸較大的橢圓形Cr7C3代替了VC，使晶內(nèi)的相對強(qiáng)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(qiáng)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(xiàn)回火脆性時(shí)，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(xù)析出，增大了蠕變脆性。

蠕變脆性減小的途徑：減小晶內(nèi)強(qiáng)度，使晶內(nèi)強(qiáng)度與晶界強(qiáng)度達(dá)到平衡；強(qiáng)化晶界或者減輕晶界弱化因素的影響。實(shí)驗(yàn)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(qiáng)化晶界的細(xì)小TiC或改變晶界上碳化物的形態(tài)，可增大鋼的持久塑性。

五、有色金屬合金力學(xué)性能不合格

工業(yè)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(diǎn)。例如，共析轉(zhuǎn)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(zhuǎn)變是鋼鐵材料賴以強(qiáng)化的主要手段，但除了少數(shù)銅合金和鈦合金外，其他有色金屬一般不能通過馬氏體轉(zhuǎn)變強(qiáng)化。有色金屬常用的熱處理工藝是均勻化退火、再結(jié)晶退火、去應(yīng)力退火、固溶處理和時(shí)效處理。固溶時(shí)效是有色金屬最常用的也是最重要的熱處理強(qiáng)化工藝。

有色金屬熱處理應(yīng)特別注意以下問題：

1）有色金屬活潑，對加熱環(huán)境要求嚴(yán)格。例如，鈦合金的加熱環(huán)境一般應(yīng)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(hù)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(dá)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(fā)生過熱過燒，必須嚴(yán)格控制爐溫和加熱保溫時(shí)間。

有色金屬因?yàn)闊崽幚聿划?dāng)，引起力學(xué)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(xué)性能缺陷及防止方法

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