鋼的回火轉(zhuǎn)變及合金時效

1、鋼的回火轉(zhuǎn)變與及合金時效鋼的回火轉(zhuǎn)變與及合金時效 一一. 基本概念基本概念二二. 淬火組織回火時的變化淬火組織回火時的變化三三. 關(guān)于馬氏體的分解關(guān)于馬氏體的分解四四. 碳化物的析出、轉(zhuǎn)變及聚集長大碳化物的析出、轉(zhuǎn)變及聚集長大五五.相狀態(tài)的變化相狀態(tài)的變化六六. 關(guān)于殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變關(guān)于殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變七七. 關(guān)于淬火組織的三類內(nèi)應(yīng)力關(guān)于淬火組織的三類內(nèi)應(yīng)力八八. 關(guān)于淬火鋼回火的組織特征關(guān)于淬火鋼回火的組織特征鋼的回火轉(zhuǎn)變鋼的回火轉(zhuǎn)變 一一.基本概念基本概念1.回火的定義回火的定義 淬火鋼件加熱到低于淬火鋼件加熱到低于A1點(diǎn)以下某一溫度保溫一段時間，然后冷卻（一般是點(diǎn)以下某一溫度保溫一段時間

2、，然后冷卻（一般是 空空 冷冷 到室溫）的操作，稱為回火。到室溫）的操作，稱為回火。2. 回火的目的回火的目的1）使工件獲得所要求的機(jī)械性能使工件獲得所要求的機(jī)械性能2）減少或消除內(nèi)應(yīng)力）減少或消除內(nèi)應(yīng)力3）穩(wěn)定工件的組織和尺寸）穩(wěn)定工件的組織和尺寸 回火使淬火后得到的具有高硬度、高強(qiáng)度的亞穩(wěn)馬氏體及殘余奧氏體組回火使淬火后得到的具有高硬度、高強(qiáng)度的亞穩(wěn)馬氏體及殘余奧氏體組 織，發(fā)生分它具有調(diào)整組織、改善力學(xué)性能、消除淬火造成的殘余織，發(fā)生分它具有調(diào)整組織、改善力學(xué)性能、消除淬火造成的殘余 應(yīng)力的作用。它是最后一道熱處理工序，極為重要。應(yīng)力的作用。它是最后一道熱處理工序，極為重要。3.回火前的

3、淬火組織狀態(tài)回火前的淬火組織狀態(tài) + A（或有未溶碳化物（或有未溶碳化物K）其中：其中：為體心正方馬氏體，即為體心正方馬氏體，即碳溶解在碳溶解在-Fe中的過飽和固溶體。中的過飽和固溶體。4. 殘余奧氏體殘余奧氏體 鋼淬火之后，總有一少部分奧氏體不能轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體而被保留下鋼淬火之后，總有一少部分奧氏體不能轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體而被保留下 來，這部分奧氏體稱為殘余奧氏體。常用符號來，這部分奧氏體稱為殘余奧氏體。常用符號A表示。表示。5. -碳化物碳化物 成分為成分為FexC（ Fe2C 、Fe2.4C、 Fe23C）,它是高碳孿晶馬氏體中，低它是高碳孿晶馬氏體中，低溫溫(100250)析出來的碳化物，屬不穩(wěn)

4、定碳化物，當(dāng)溫度超過析出來的碳化物，屬不穩(wěn)定碳化物，當(dāng)溫度超過250時又重新溶解，同時析出時又重新溶解，同時析出-碳化物。碳化物。6. -碳化物碳化物 成分為成分為Fe5C2,它是高碳孿晶馬氏體中，在超過它是高碳孿晶馬氏體中，在超過250時由時由-碳化碳化 物轉(zhuǎn)變而來的碳化物，屬亞穩(wěn)定碳化物，當(dāng)溫度超過物轉(zhuǎn)變而來的碳化物，屬亞穩(wěn)定碳化物，當(dāng)溫度超過400時轉(zhuǎn)時轉(zhuǎn) 變?yōu)樽優(yōu)?碳化物。碳化物。7. -碳化物碳化物 即滲碳體即滲碳體Fe3C。二二.淬火組織回火時的變化淬火組織回火時的變化分為一個前奏四個階段分為一個前奏四個階段 前奏：碳原子的重新分布前奏：碳原子的重新分布時效階段時效階段第一階段：第

5、一階段： 100300： 過渡碳化物（過渡碳化物（/或或）的沉淀的沉淀 也稱：淬火馬氏體分解也稱：淬火馬氏體分解-碳化物碳化物成分為成分為FexC（ Fe2C 、Fe2.4C、 Fe23C）-碳化物碳化物成分為成分為Fe5C2碳原子重新分布，馬氏體內(nèi)發(fā)生碳的偏聚合集聚，碳在碳原子重新分布，馬氏體內(nèi)發(fā)生碳的偏聚合集聚，碳在條狀馬氏體位錯線，或在片狀馬氏體（條狀馬氏體位錯線，或在片狀馬氏體（100）面上集聚。）面上集聚。此階段組織為回火馬氏體此階段組織為回火馬氏體第二階段：第二階段： 200300：殘余奧氏體（：殘余奧氏體（A）分解階段）分解階段第三階段：第三階段：200350：過渡碳化物：過渡碳

6、化物（/ ）轉(zhuǎn)變?yōu)檗D(zhuǎn)變?yōu)镕e3C 也稱碳化物類型變化也稱碳化物類型變化A回火回火M或或B下下 此階段的組織為回火馬氏體此階段的組織為回火馬氏體 粒狀粒狀Fe3C 此階段的組織為回火屈氏體（此階段的組織為回火屈氏體（T）第四階段：第四階段： 350 以上，以上， Fe3C的粗化和球化，的粗化和球化， 等軸等軸-Fe晶粒形成晶粒形成即：即：相回復(fù)和再結(jié)晶及滲碳體粗化和球化相回復(fù)和再結(jié)晶及滲碳體粗化和球化Fe3C的集聚長大接近球狀、的集聚長大接近球狀、-Fe再結(jié)晶（再結(jié)晶（F從條狀從條狀等軸塊等軸塊 狀）狀）在在350700期間，隨著回火溫度升高期間，隨著回火溫度升高 此時組織為回火索氏體（此時組織

7、為回火索氏體（S）必須指出：上述四個階段在不同溫度范圍內(nèi)進(jìn)必須指出：上述四個階段在不同溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的，顯示每一種過程有一定的階段性，但是這行的，顯示每一種過程有一定的階段性，但是這些過程進(jìn)行的溫度范圍又是交叉的，重疊的。另些過程進(jìn)行的溫度范圍又是交叉的，重疊的。另外四個階段的溫度范圍因鋼種成分及淬火工藝的外四個階段的溫度范圍因鋼種成分及淬火工藝的不同而有所不同，應(yīng)予辯證地看問題。不同而有所不同，應(yīng)予辯證地看問題。 淬火馬氏體中的淬火馬氏體中的C原子在以碳化物形式原子在以碳化物形式析出前，將首先向大量存在于析出前，將首先向大量存在于M中的位中的位錯及孿晶界面偏聚，發(fā)生碳原子偏聚和錯及孿晶界面偏

8、聚，發(fā)生碳原子偏聚和聚集，成為碳原子偏聚區(qū)和聚集，成為碳原子偏聚區(qū)和C原子集團(tuán)原子集團(tuán)（一）（一） 關(guān)于馬氏體的分解關(guān)于馬氏體的分解1. 關(guān)于馬氏體分解前碳原子偏聚區(qū)的形成關(guān)于馬氏體分解前碳原子偏聚區(qū)的形成 現(xiàn)象現(xiàn)象 a.溫度溫度20100 b.具有一定位錯密度的板條具有一定位錯密度的板條M； c.不具備形成不具備形成K或或K不穩(wěn)定；不穩(wěn)定； d.碳的擴(kuò)散能力不大。碳的擴(kuò)散能力不大。在此溫度范圍，在此溫度范圍，C、N原子尚有一定擴(kuò)散能力，原子尚有一定擴(kuò)散能力，C原子向位錯附近的間隙位置偏聚，或在孿晶面形原子向位錯附近的間隙位置偏聚，或在孿晶面形成富碳聚集區(qū)域。成富碳聚集區(qū)域。條件條件淬火淬火M

9、中碳原子分布在扁八面體間中碳原子分布在扁八面體間隙，使晶體產(chǎn)生隙，使晶體產(chǎn)生 嚴(yán)重畸變；馬氏體微嚴(yán)重畸變；馬氏體微觀缺陷多，體系能量高，不穩(wěn)定。觀缺陷多，體系能量高，不穩(wěn)定。原因原因C原子比較小，直徑原子比較小，直徑d0.154nm1.54A在常溫可通過擴(kuò)散向晶內(nèi)缺陷偏聚。在常溫可通過擴(kuò)散向晶內(nèi)缺陷偏聚。擴(kuò)散常數(shù)擴(kuò)散常數(shù)D00.394mm2/ 秒秒 在在130，移動，移動0.2nm2A需需 2.5ms由于回火先低后升高，由于回火先低后升高，C原子的擴(kuò)散對高原子的擴(kuò)散對高C馬氏體出現(xiàn)了正方度馬氏體出現(xiàn)了正方度不同的兩種不同的兩種 相的雙相分解和一種相的雙相分解和一種 相的單相分解現(xiàn)象。相的單相分

10、解現(xiàn)象。2. 馬氏體分解馬氏體分解 當(dāng)溫度超過當(dāng)溫度超過100時時馬氏體便發(fā)生分解馬氏體便發(fā)生分解隨著回火溫度隨著回火溫度T和時間和時間t已偏聚富集的已偏聚富集的C以碳化物形式析出，使以碳化物形式析出，使M中的中的C%的晶格常數(shù)的晶格常數(shù)C,正方度（正方度（ca比值）降低比值）降低 馬氏體碳濃度馬氏體碳濃度與回火溫度的關(guān)系與回火溫度的關(guān)系 M內(nèi)過飽和的內(nèi)過飽和的C原子脫溶，沉淀析出與母相共格原子脫溶，沉淀析出與母相共格的的碳化物，基體成為含碳化物，基體成為含C=0.25左右的過左右的過飽和固溶體（飽和固溶體（相）。相）。M分解以雙相分解方式進(jìn)行，表現(xiàn)為：分解以雙相分解方式進(jìn)行，表現(xiàn)為：具有高正

11、方度的具有高正方度的 相保持原始相保持原始C含量（含量（ 相的正方度相的正方度 c/a1.0541.062）具有低正方度的具有低正方度的 相已部分析出碳化物（相已部分析出碳化物（c/a1.013）此階段對于高碳馬氏體出現(xiàn)雙相分解現(xiàn)象：此階段對于高碳馬氏體出現(xiàn)雙相分解現(xiàn)象： X-ray結(jié)構(gòu)分析發(fā)現(xiàn)：回火溫度結(jié)構(gòu)分析發(fā)現(xiàn)：回火溫度T150，高碳馬氏，高碳馬氏體出現(xiàn)兩個不同的正方度體出現(xiàn)兩個不同的正方度 相。相。過程：過程：首先首先C原子富集原子富集因回火溫度尚低，因回火溫度尚低，C原子不易擴(kuò)散過來，原子不易擴(kuò)散過來，不易進(jìn)一步長大，出現(xiàn)了兩種不易進(jìn)一步長大，出現(xiàn)了兩種C含量的含量的 經(jīng)有序化形成經(jīng)

12、有序化形成K核，核，相所提供的相所提供的C原子長原子長 大成大成K顆粒，周圍的顆粒，周圍的 相中相中C含量由含量由C0 CM進(jìn)一步分解，由高進(jìn)一步分解，由高C區(qū)形成的新區(qū)形成的新K核重復(fù)上述過程核重復(fù)上述過程碳化物馬氏體雙相分解雙相分解過程示意圖過程示意圖回火回火T，C原子的活動能力原子的活動能力，能作較長距離擴(kuò)散，能作較長距離擴(kuò)散，K析出析出后，周圍低后，周圍低C濃度的濃度的相，可以通過相，可以通過C擴(kuò)散來消除擴(kuò)散來消除C濃度差，濃度差，使使K長大。長大。相的正方度隨分解過程而不斷下降。當(dāng)相的正方度隨分解過程而不斷下降。當(dāng)T300，c/a1，接近平衡狀態(tài)。，接近平衡狀態(tài)。 當(dāng)回火當(dāng)回火T15

13、0時，高碳時，高碳M分解以分解以單相分解（連續(xù)分解）方式進(jìn)行。單相分解（連續(xù)分解）方式進(jìn)行。綜上所述：綜上所述：對于高碳對于高碳M，在，在100250回火，固溶在回火，固溶在M中的過飽和中的過飽和 C原子脫溶沉淀而析出原子脫溶沉淀而析出-碳化物（碳化物（-碳化物，用透射電碳化物，用透射電 鏡觀察，它長鏡觀察，它長1000A（100nm），條狀薄片的），條狀薄片的-K由由 50A左右的小粒子組成，如圖左右的小粒子組成，如圖 所示）。所示）。 馬氏體的分解過程就是馬氏體的分解過程就是C原子原子 以碳化物形式不斷析出的過程；以碳化物形式不斷析出的過程； 0.79%C鋼淬火后鋼淬火后150回火回火72

14、小時小時的透射電鏡顯微圖像的透射電鏡顯微圖像 低低C鉬鋼淬火鉬鋼淬火225回火回火碳化物透射電鏡圖像碳化物透射電鏡圖像含含C量量0.4的鋼，淬火后存在殘余奧氏體的鋼，淬火后存在殘余奧氏體A，淬火組織，淬火組織在在200 300回火時，發(fā)生殘余奧氏體分解，表現(xiàn)為：回火時，發(fā)生殘余奧氏體分解，表現(xiàn)為：（二）（二） 關(guān)于殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變關(guān)于殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變1.殘余奧氏體分解與直接過冷殘余奧氏體分解與直接過冷A轉(zhuǎn)變有相似之處，轉(zhuǎn)變有相似之處，包括分解產(chǎn)物與動力學(xué)曲線。包括分解產(chǎn)物與動力學(xué)曲線。2.分解產(chǎn)物從高溫到低溫依次為：分解產(chǎn)物從高溫到低溫依次為：先共析相（先共析相（F或或Fe3C）、）、P、B、

15、M+A1）殘余奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變（）殘余奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變（200）如：如：GCr15鋼經(jīng)鋼經(jīng)1100淬火（淬火（Ms159），），A為為17，經(jīng)，經(jīng)T159回火就回火就 有有M分解得分解得 同時，同時，A轉(zhuǎn)變?yōu)檗D(zhuǎn)變?yōu)镸。 一般高一般高C鋼中的鋼中的A在在T200回火沒有明顯變化，有些回火沒有明顯變化，有些低合金鋼在低合金鋼在Ms以下，從室溫以下，從室溫200的升溫或恒溫過程。的升溫或恒溫過程。A可部分可部分M并同時發(fā)生回火得到回火并同時發(fā)生回火得到回火M；也有的可部分也有的可部分A B下下 TTT曲線曲線殘余奧氏體殘余奧氏體 -過冷奧氏體過冷奧氏體 2）殘余奧氏體分解自）殘余奧氏體分解自

16、200開始分解開始分解300分解基本完成分解基本完成在較低溫度下在較低溫度下AB；在較高溫度下在較高溫度下A先析出先析出K， 再轉(zhuǎn)變再轉(zhuǎn)變PA的孕育期較過冷的孕育期較過冷A短。短。3）殘余奧氏體在快速加熱到）殘余奧氏體在快速加熱到較高溫度回火時向較高溫度回火時向B上上或或P的轉(zhuǎn)的轉(zhuǎn)變變 ，如圖如圖 所示：所示：有些高合金鋼的有些高合金鋼的A均穩(wěn)定，即使在較高溫度下回火也不發(fā)生分均穩(wěn)定，即使在較高溫度下回火也不發(fā)生分解或不能完全分解。但在回火冷卻時轉(zhuǎn)變?yōu)榻饣虿荒芡耆纸狻５诨鼗鹄鋮s時轉(zhuǎn)變?yōu)镸。主要是回火時由于析出主要是回火時由于析出K，使其，使其C ，合金元素含量，合金元素含量 ，提，提高了高

17、了M轉(zhuǎn)變的轉(zhuǎn)變的Ms，促使它在隨后冷卻時，促使它在隨后冷卻時M。 高速鋼的淬火高速鋼的淬火M，經(jīng)三次高溫回火的二次硬化現(xiàn)象就是如此。，經(jīng)三次高溫回火的二次硬化現(xiàn)象就是如此。 總之：總之：A分解產(chǎn)物特征，是分解產(chǎn)物特征，是Fe3C的特征：的特征： 其其相的相的C含量相當(dāng)于同溫度下含量相當(dāng)于同溫度下M回火的回火的C含量；含量； 初期析出初期析出K仍具有共格聯(lián)系的仍具有共格聯(lián)系的碳化物，碳化物，300時析出時析出Fe3C。4）殘余奧氏體在回火后冷卻到）殘余奧氏體在回火后冷卻到Ms點(diǎn)以下時向點(diǎn)以下時向M轉(zhuǎn)變轉(zhuǎn)變1. 在在200350回火，回火，M內(nèi)過飽和內(nèi)過飽和C原子幾乎全部脫溶，沉淀析出比原子幾乎全

18、部脫溶，沉淀析出比 碳化物碳化物 更為穩(wěn)定的更為穩(wěn)定的K。2. 低低C鋼在鋼在200350回火時，偏聚在位錯線附近的回火時，偏聚在位錯線附近的C原子，可在偏聚原子，可在偏聚 區(qū)內(nèi)直接析出區(qū)內(nèi)直接析出 碳化物，即滲碳化物，即滲C體體Fe3C。3. 高高C孿晶孿晶M在在200350回火，當(dāng)回火，當(dāng)T200，碳化物重新溶解，碳化物重新溶解， 同時析出同時析出 碳化物，見圖碳化物，見圖7-5、7-6。4. T350，析出的碳化物，析出的碳化物 （Fe3C）逐漸聚集、球化和長大。圖）逐漸聚集、球化和長大。圖7-7 （三）過渡碳化物（三）過渡碳化物（/ ）轉(zhuǎn)變?yōu)椋┺D(zhuǎn)變?yōu)镕e3C 碳化物類型變化碳化物類型變

19、化M的分解是以析出的分解是以析出K的方式進(jìn)行的，回火溫度的方式進(jìn)行的，回火溫度T從從100到到350，K析出的類型、形態(tài)、大小及分布發(fā)生一系列的變化。析出的類型、形態(tài)、大小及分布發(fā)生一系列的變化。1. 對低碳條狀馬氏體對低碳條狀馬氏體（四）（四）350 以上，以上， Fe3C的粗化和球化，的粗化和球化， 等軸等軸-Fe晶粒形成晶粒形成回火溫度回火溫度T350，相中的位錯、亞結(jié)構(gòu)將發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶相中的位錯、亞結(jié)構(gòu)將發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶回復(fù)階段溫度約回復(fù)階段溫度約350550再結(jié)晶階段溫度：再結(jié)晶階段溫度：600700相亞晶粒通過鐵原子擴(kuò)散而長大形成相亞晶粒通過鐵原子擴(kuò)散而長大形成位錯密度較低的等軸

20、狀位錯密度較低的等軸狀新晶粒，逐步新晶粒，逐步替代回復(fù)后的條狀組織。原馬氏體晶粒替代回復(fù)后的條狀組織。原馬氏體晶粒形態(tài)消失。隨著回火溫度升高，形態(tài)消失。隨著回火溫度升高，相晶相晶粒和碳化物顆粒進(jìn)一步長大。粒和碳化物顆粒進(jìn)一步長大。相內(nèi)部的位錯胞和位錯線逐漸消失，相內(nèi)部的位錯胞和位錯線逐漸消失，位錯密度下降，重新組合后的亞晶粒位位錯密度下降，重新組合后的亞晶粒位錯網(wǎng)絡(luò)變的平直，但錯網(wǎng)絡(luò)變的平直，但相仍為板條狀。相仍為板條狀?；貜?fù)回復(fù)現(xiàn)象現(xiàn)象再結(jié)晶再結(jié)晶 現(xiàn)現(xiàn) 象象當(dāng)回火溫度當(dāng)回火溫度T300，M片內(nèi)的孿晶逐漸片內(nèi)的孿晶逐漸消失，而出現(xiàn)位錯胞和位錯線，消失，而出現(xiàn)位錯胞和位錯線，2. 對于高碳的孿

21、晶馬氏體對于高碳的孿晶馬氏體 T=400時，孿晶全部消失，時，孿晶全部消失，T400時，時，相也發(fā)生回復(fù)與再結(jié)晶，其過程與位錯型馬相也發(fā)生回復(fù)與再結(jié)晶，其過程與位錯型馬氏體的變化相同。氏體的變化相同。3.在在相回復(fù)與再結(jié)晶過程中，工件相回復(fù)與再結(jié)晶過程中，工件淬火組織中的三類內(nèi)應(yīng)力逐步消失。淬火組織中的三類內(nèi)應(yīng)力逐步消失?；貜?fù)與再結(jié)晶過程示意圖回復(fù)與再結(jié)晶過程示意圖 圖圖7-9淬火鋼的再結(jié)晶組織（淬火鋼的再結(jié)晶組織（1000） （a） 0.2%鋼再結(jié)晶組織，上部已回復(fù)但未再結(jié)晶，下部已完全再結(jié)晶鋼再結(jié)晶組織，上部已回復(fù)但未再結(jié)晶，下部已完全再結(jié)晶,（b） -Fe-0.18%C60096h回火，

22、等軸回火，等軸F+Fe3C ba5）淬火碳鋼回火時組織變化過程一覽表）淬火碳鋼回火時組織變化過程一覽表 回火溫度（） 組織轉(zhuǎn)變階段 回火組織、結(jié)構(gòu)變化 條狀（位錯）M 片狀（孿晶）M 20100 C偏聚或聚集C原子偏聚在位錯線附近間隙位置 C原子聚集在M110M面形成高碳聚集區(qū)域 （10A） 100300馬氏體分解250時C原子幾乎全部偏聚在位錯線附近間隙位置 1）在M110M面上共格析出片狀- 碳化物；2）M正方度下降，當(dāng)含C0.25時基體為過飽和碳的相（體心立方）。 200300殘余奧氏體分解A分解為B下組織：相碳化物。 200350碳化物類型變化1. M中C原子全部脫溶在M條內(nèi)、條界或晶

23、界直接析出； 2. 相保持條狀形態(tài)。 1. 250，-碳化物重新溶解，同時在孿晶面 112M析出-碳化物； 2.溫度升高，112M面上的-碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)?K，同時在110M面上也析出-K； 3. 250孿晶亞結(jié)構(gòu)逐步消失，至400全部消 失，同時產(chǎn)生位錯胞及位錯線。 回火溫度（） 組織轉(zhuǎn)變階段 回火組織、結(jié)構(gòu)變化 350600相回復(fù)，相回復(fù)，滲碳體球滲碳體球化化 1. 片狀滲片狀滲C體球化；體球化； 2. 相回復(fù)，位錯亞結(jié)構(gòu)逐步消失，位移密度下降，剩余的位錯相回復(fù)，位錯亞結(jié)構(gòu)逐步消失，位移密度下降，剩余的位錯 形成位錯網(wǎng)絡(luò)，把形成位錯網(wǎng)絡(luò)，把相分剖成許多亞晶粒；相分剖成許多亞晶粒； 3. 相基本

24、上仍保持有條狀或針狀（片狀）形態(tài)。相基本上仍保持有條狀或針狀（片狀）形態(tài)。 600720 相再結(jié)相再結(jié)晶，滲碳晶，滲碳體粗化體粗化 1.球狀滲球狀滲C體粗化；體粗化； 2. 相再結(jié)晶，成為等軸狀鐵素體；相再結(jié)晶，成為等軸狀鐵素體； 3.鐵素體晶粒長大。鐵素體晶粒長大。 接上表：淬火淬火M是過飽和是過飽和C因溶于因溶于相中，除了引起位錯、孿晶等晶相中，除了引起位錯、孿晶等晶內(nèi)缺陷增加處，同時還因內(nèi)缺陷增加處，同時還因工件表面與心部溫差造成宏觀區(qū)工件表面與心部溫差造成宏觀區(qū)域的組織應(yīng)力、熱應(yīng)力及微區(qū)的各種內(nèi)應(yīng)力域的組織應(yīng)力、熱應(yīng)力及微區(qū)的各種內(nèi)應(yīng)力增加，按存在增加，按存在于工件內(nèi)部的應(yīng)力平衡范圍的

25、大小，把于工件內(nèi)部的應(yīng)力平衡范圍的大小，把內(nèi)應(yīng)力分為三類：內(nèi)應(yīng)力分為三類：第三類內(nèi)應(yīng)力第三類內(nèi)應(yīng)力第一類內(nèi)應(yīng)力第一類內(nèi)應(yīng)力第二類內(nèi)應(yīng)力第二類內(nèi)應(yīng)力三三.關(guān)于淬火組織的三類內(nèi)應(yīng)力關(guān)于淬火組織的三類內(nèi)應(yīng)力3）危害性最大）危害性最大1.第一類內(nèi)應(yīng)力（第一類內(nèi)應(yīng)力（550以上回火，才能基本上消除）以上回火，才能基本上消除）在零件整體范圍內(nèi)處于平衡在零件整體范圍內(nèi)處于平衡的內(nèi)應(yīng)力稱為第一類的內(nèi)應(yīng)力稱為第一類 內(nèi)應(yīng)力內(nèi)應(yīng)力1）定義）定義工件內(nèi)外溫度不一致和相變的不工件內(nèi)外溫度不一致和相變的不同時造成的宏觀區(qū)域性的淬火應(yīng)力同時造成的宏觀區(qū)域性的淬火應(yīng)力2）產(chǎn)生原因）產(chǎn)生原因引起零件變形、開裂引起零件變形、開

26、裂如高碳馬氏體的如高碳馬氏體的 a/a高達(dá)高達(dá)810-3，折合成，折合成 應(yīng)力應(yīng)力約為約為150Mpa,相當(dāng)于的馬氏體屈服極限。相當(dāng)于的馬氏體屈服極限。2. 第二類內(nèi)應(yīng)力（回火第二類內(nèi)應(yīng)力（回火T500才能消失）才能消失）定義定義由于工件中的幾個晶粒內(nèi)的溫度不一致由于工件中的幾個晶粒內(nèi)的溫度不一致和相變的不同時而造成的微觀區(qū)域性的和相變的不同時而造成的微觀區(qū)域性的淬火應(yīng)力稱為第二類內(nèi)應(yīng)力。淬火應(yīng)力稱為第二類內(nèi)應(yīng)力。它屬于在晶?；騺喚Я７秶鷥?nèi)處于平衡的內(nèi)應(yīng)力，其大它屬于在晶?；騺喚Я７秶鷥?nèi)處于平衡的內(nèi)應(yīng)力，其大小可以用點(diǎn)陣常數(shù)變化小可以用點(diǎn)陣常數(shù)變化a/a表示，表示，a/a ，則應(yīng)力，則應(yīng)力 由

27、于由于C原子過飽和固溶使晶格畸變以及原子過飽和固溶使晶格畸變以及M相變停止后仍保持共格關(guān)系相變停止后仍保持共格關(guān)系,使晶格彈性使晶格彈性畸變而引起的內(nèi)應(yīng)力稱為第三類內(nèi)應(yīng)力。畸變而引起的內(nèi)應(yīng)力稱為第三類內(nèi)應(yīng)力。3.第三類內(nèi)應(yīng)力第三類內(nèi)應(yīng)力 對對C鋼而言鋼而言M在在300分解完畢該應(yīng)力才消失分解完畢該應(yīng)力才消失C原子的固溶引起第三類內(nèi)應(yīng)力，原子的固溶引起第三類內(nèi)應(yīng)力， 當(dāng)當(dāng)C原子析出原子析出正方度正方度c/a1，而第三類內(nèi)應(yīng)力才消失。，而第三類內(nèi)應(yīng)力才消失。定義定義它屬于在原子集團(tuán)范圍它屬于在原子集團(tuán)范圍內(nèi)處于平衡的內(nèi)應(yīng)力內(nèi)處于平衡的內(nèi)應(yīng)力不同的回火溫度，淬火不同的回火溫度，淬火M的轉(zhuǎn)變程度不同，

28、回火的轉(zhuǎn)變程度不同，回火后得到的組織也不同。生產(chǎn)中常按其組織特征將后得到的組織也不同。生產(chǎn)中常按其組織特征將回火組織分為三種回火組織分為三種：四四 關(guān)于淬火鋼回火的組織特征關(guān)于淬火鋼回火的組織特征回火馬氏體回火馬氏體回火屈氏體回火屈氏體回火索氏體?；鼗鹚魇象w。圖圖7-12 45#鋼鋼900水冷組織，條狀水冷組織，條狀M+片狀片狀M 1. 回火馬氏體回火馬氏體，C鋼淬火鋼淬火M為條狀片狀混合組織為條狀片狀混合組織（圖（圖7-12），），150250回火，仍保持其形態(tài)回火，仍保持其形態(tài)，浸，浸蝕后顏色變深（圖蝕后顏色變深（圖7-13） (a)500 (b)5000圖圖7-13 45#鋼水冷鋼水冷2

29、00回火回火M(條狀條狀+片狀片狀)的金相和電鏡圖的金相和電鏡圖 (a)500 (b)5000圖圖7-14 20CrNiMo鋼鋼1100水冷組織的金相和電鏡圖，條狀水冷組織的金相和電鏡圖，條狀M 低低C鋼鋼M，低溫回火以后，低溫回火以后，M中只發(fā)生中只發(fā)生C原子偏聚，尚原子偏聚，尚未析出未析出K。金相觀察條狀。金相觀察條狀M的形態(tài)（圖的形態(tài)（圖7-14）。）。 (a)500 (b)5000圖圖7-15 20CrNiMo鋼鋼1100水冷水冷2005h回火的金相和電鏡圖回火的金相和電鏡圖,條狀回火條狀回火M 在在250450中溫回火，便得到回火屈氏體。中溫回火，便得到回火屈氏體。 金相組織特征：仍

30、然基本保持原來的條狀或片狀金相組織特征：仍然基本保持原來的條狀或片狀M形態(tài)，形態(tài)，F(xiàn)e3C顆粒很細(xì)小，但能分辨（圖顆粒很細(xì)小，但能分辨（圖7-16）。）。 2.回火屈氏體（回火屈氏體（T） (a)500 (b)5000圖圖7-13 45#鋼水冷鋼水冷200回火回火M(條狀條狀+片狀片狀)的金相和電鏡圖的金相和電鏡圖 (a)500 (b)5000圖圖7-16 45#鋼水冷鋼水冷4001h回火的金相和電鏡圖，回火的金相和電鏡圖，回火屈氏體回火屈氏體 (a)500 (b)5000圖圖7-17 45#鋼水冷鋼水冷6501h回火的金相和電鏡圖，回火索氏體回火的金相和電鏡圖，回火索氏體 淬火鋼在淬火鋼在4

31、50650高溫回火得到回火索氏體組織。金相組織特征：高溫回火得到回火索氏體組織。金相組織特征：F粒狀粒狀Fe3C。碳鋼調(diào)質(zhì)處理后就是這種組織。一般沒有針狀形態(tài)的。碳鋼調(diào)質(zhì)處理后就是這種組織。一般沒有針狀形態(tài)的F，但某些熱穩(wěn)定性很好的合金鋼調(diào)質(zhì)后，仍會有些但某些熱穩(wěn)定性很好的合金鋼調(diào)質(zhì)后，仍會有些F保持針狀（圖保持針狀（圖7-17）。3.回火索氏體回火索氏體(S)淬火淬火M硬度、強(qiáng)度高，但塑性、韌性硬度、強(qiáng)度高，但塑性、韌性 差，其高強(qiáng)度來自于相硬化強(qiáng)化、固差，其高強(qiáng)度來自于相硬化強(qiáng)化、固 溶強(qiáng)化及時效強(qiáng)化溶強(qiáng)化及時效強(qiáng)化8-2 淬火鋼回火時力學(xué)性能變化淬火鋼回火時力學(xué)性能變化淬火鋼通過回火，發(fā)

32、生組織轉(zhuǎn)變和結(jié)構(gòu)變化，上淬火鋼通過回火，發(fā)生組織轉(zhuǎn)變和結(jié)構(gòu)變化，上述強(qiáng)化逐漸減弱、消失。決定淬火鋼回火后性能的述強(qiáng)化逐漸減弱、消失。決定淬火鋼回火后性能的主要結(jié)構(gòu)因素有以下方面：主要結(jié)構(gòu)因素有以下方面：低溫回火（低溫回火（100250）時為：）時為：相中的碳含量相中的碳含量高溫回火（高溫回火（450650）時為）時為Fe3C分散度、分散度、相的物理狀態(tài)及成分相的物理狀態(tài)及成分中溫回火（中溫回火（250450）時為：）時為：相中的碳含量、相中的碳含量、Fe3C分散度分散度低、中碳鋼在低、中碳鋼在100700回火回火1h的力學(xué)性能變化的力學(xué)性能變化從圖從圖7-18、7-19給出了力學(xué)性能變化曲線，

33、可以看出：給出了力學(xué)性能變化曲線，可以看出：1. 在在250以下回火時，具有很高的強(qiáng)度（以下回火時，具有很高的強(qiáng)度（b、S、sK）和硬度）和硬度 （HRC、HV），同時也有一定的塑性（），同時也有一定的塑性（、）。強(qiáng)度和硬度隨）。強(qiáng)度和硬度隨著回火溫度升高而降低，而塑性和韌性隨著回火溫度升高而升高。著回火溫度升高而降低，而塑性和韌性隨著回火溫度升高而升高。2.在中溫回火時可獲得高的彈性極限（在中溫回火時可獲得高的彈性極限（e）。）。 3.沖擊韌性（沖擊韌性（aK）隨著回火溫度升高而降低，出現(xiàn)低點(diǎn)，然后又）隨著回火溫度升高而降低，出現(xiàn)低點(diǎn)，然后又升高升高 ，這是發(fā)生了回火脆性問題。，這是發(fā)生了回

34、火脆性問題。圖圖7-19 低碳鋼（低碳鋼（0.20%C0.89%Mn）回火）回火溫度對拉伸性能的影響（溫度對拉伸性能的影響（A化溫度化溫度910）回火引起二次硬化回火引起二次硬化二次硬化，是指某些淬火合金鋼在二次硬化，是指某些淬火合金鋼在500一一650回火后硬度增高，在硬度回火后硬度增高，在硬度回火溫度回火溫度曲線上出現(xiàn)峰值的現(xiàn)象。曲線上出現(xiàn)峰值的現(xiàn)象。 含量超過一定值的強(qiáng)碳化物形成元素含量超過一定值的強(qiáng)碳化物形成元素(如如釩、鈦、鉬、鎢、鉻等釩、鈦、鉬、鎢、鉻等)引起二次硬化。引起二次硬化。二次硬化本質(zhì)上是一種共格析出的合金碳二次硬化本質(zhì)上是一種共格析出的合金碳化物的彌散強(qiáng)化。合金碳化物越

35、穩(wěn)定越細(xì)小，化物的彌散強(qiáng)化。合金碳化物越穩(wěn)定越細(xì)小，強(qiáng)化效果就越大。強(qiáng)化效果就越大。二次硬化效應(yīng)在工業(yè)上有十分重要的意義，二次硬化效應(yīng)在工業(yè)上有十分重要的意義，例如工具鋼靠它可保持高的紅硬性，某些耐例如工具鋼靠它可保持高的紅硬性，某些耐熱鋼靠它可維持高溫強(qiáng)度，某些結(jié)構(gòu)鋼和不熱鋼靠它可維持高溫強(qiáng)度，某些結(jié)構(gòu)鋼和不銹鋼靠它可以改善機(jī)械性能。銹鋼靠它可以改善機(jī)械性能。1. 回火脆性回火脆性淬火鋼在某一溫度范圍回火時，沖擊韌性淬火鋼在某一溫度范圍回火時，沖擊韌性比其在較低溫度回火時反而顯著下降，這種脆性現(xiàn)象稱回比其在較低溫度回火時反而顯著下降，這種脆性現(xiàn)象稱回火脆性?；鸫嘈?。二二. 關(guān)于回火脆性（關(guān)于

36、回火脆性（TE）現(xiàn)象）現(xiàn)象 隨著回火隨著回火T，鋼的，鋼的b、HRC、，但，但沖擊韌性（沖擊韌性（aK）卻不是簡單地增加，有些鋼在某）卻不是簡單地增加，有些鋼在某一溫度范圍回火時，沖擊韌性出現(xiàn)了低谷（圖一溫度范圍回火時，沖擊韌性出現(xiàn)了低谷（圖7-20、7-21）。）。主要發(fā)生在中碳鉻鎳鋼主要發(fā)生在中碳鉻鎳鋼 圖圖7-20 鉻錳鋼低溫回火脆性鉻錳鋼低溫回火脆性 圖圖7-21中碳鉻鎳鋼中碳鉻鎳鋼aK與回火溫度的關(guān)系與回火溫度的關(guān)系 在在250400回火時出現(xiàn)的回火時出現(xiàn)的aK 反常降低稱為第一類回火脆性反常降低稱為第一類回火脆性2. 回火脆性分類回火脆性分類把在把在450650回火出現(xiàn)的回火出現(xiàn)的

37、aK 反常降低稱為第二類回火脆性反常降低稱為第二類回火脆性第一類回火脆性第一類回火脆性（低溫回火脆性）（低溫回火脆性）第二類回火脆性第二類回火脆性（高溫回火脆性）（高溫回火脆性）（1）沖擊值顯著降低；）沖擊值顯著降低；（2）不可逆性）不可逆性:即不能通過回火冷卻方法（快冷）即不能通過回火冷卻方法（快冷） 加以改善，無論快冷或慢冷都使加以改善，無論快冷或慢冷都使aK，只有只有 再加熱到更高溫度回火，可以消除脆性，再加熱到更高溫度回火，可以消除脆性， 才能使才能使aK。（3）脆性斷口、晶間斷裂）脆性斷口、晶間斷裂3. 第一類回火脆性特征第一類回火脆性特征 產(chǎn)生機(jī)理：產(chǎn)生機(jī)理：以往認(rèn)為是在溫度范圍回

38、火殘余奧氏體分解的以往認(rèn)為是在溫度范圍回火殘余奧氏體分解的結(jié)果：結(jié)果： a. 出現(xiàn)脆性的溫度范圍與出現(xiàn)脆性的溫度范圍與A分解溫度范圍相符分解溫度范圍相符 b. AM(B), 韌性下降時理所當(dāng)然的。韌性下降時理所當(dāng)然的。（1） 在在450650之間加熱和緩慢冷卻時將產(chǎn)生脆性；之間加熱和緩慢冷卻時將產(chǎn)生脆性；（2）與鋼材化學(xué)成分密切相關(guān)）與鋼材化學(xué)成分密切相關(guān)（3）具有可逆性。即把已產(chǎn)生脆性的工件，只要重新加）具有可逆性。即把已產(chǎn)生脆性的工件，只要重新加 熱到熱到650并隨之快冷，即可消除回火脆性；并隨之快冷，即可消除回火脆性；（4）出現(xiàn)脆性的試樣，總是沿奧氏體晶界破斷。）出現(xiàn)脆性的試樣，總是沿奧

39、氏體晶界破斷。 （圖（圖7-22）4. 第二類回火脆性特征第二類回火脆性特征這是合金結(jié)構(gòu)鋼調(diào)質(zhì)處理常涉及到的問題。這是合金結(jié)構(gòu)鋼調(diào)質(zhì)處理常涉及到的問題。 a.光學(xué)金相組織光學(xué)金相組織 500 b.掃描電鏡組織掃描電鏡組織 1700圖圖7-22 已發(fā)生回火脆性的組織已發(fā)生回火脆性的組織 以往認(rèn)為是在殘余奧氏體分解導(dǎo)致：以往認(rèn)為是在殘余奧氏體分解導(dǎo)致： a. 出現(xiàn)脆性的溫度范圍與出現(xiàn)脆性的溫度范圍與A分解溫度范圍相符分解溫度范圍相符 b. AM(B), 韌性下降時理所當(dāng)然的。韌性下降時理所當(dāng)然的。產(chǎn)生機(jī)理：產(chǎn)生機(jī)理：現(xiàn)在認(rèn)為現(xiàn)在認(rèn)為A的分解只是原因之一，而不是主要的：的分解只是原因之一，而不是主要

40、的： a.在低碳低合金鋼中，在低碳低合金鋼中，A量極少，會出現(xiàn)第一類回火脆性；量極少，會出現(xiàn)第一類回火脆性； b.在在200350回火時，由回火時，由轉(zhuǎn)變來的碳化物沿馬氏體板條邊界、轉(zhuǎn)變來的碳化物沿馬氏體板條邊界、束界或?qū)\晶帶、晶界處析出，呈斷續(xù)的碳化物薄片，與馬氏體束界或?qū)\晶帶、晶界處析出，呈斷續(xù)的碳化物薄片，與馬氏體結(jié)合較弱，降低了晶界斷裂強(qiáng)度，導(dǎo)致韌性降低。其他溫度范結(jié)合較弱，降低了晶界斷裂強(qiáng)度，導(dǎo)致韌性降低。其他溫度范圍回火是不存在這種碳化物薄片，因而不出現(xiàn)這類脆性。圍回火是不存在這種碳化物薄片，因而不出現(xiàn)這類脆性?，F(xiàn)在還有一種觀點(diǎn)是現(xiàn)在還有一種觀點(diǎn)是:微量雜質(zhì)元素如微量雜質(zhì)元素如S、

41、P、As、Sn、Sb、N、H、O在晶界、亞晶界偏聚所在晶界、亞晶界偏聚所造成的。造成的。這些說法，但尚不能很好解釋現(xiàn)象。不過在這些說法，但尚不能很好解釋現(xiàn)象。不過在200350回火時，在回火時，在M條間析出碳化物薄片條間析出碳化物薄片（見圖（見圖7-4），是引起該脆性的重要原因，雜質(zhì)），是引起該脆性的重要原因，雜質(zhì)元素向元素向M條間偏聚增加了回火脆性。條間偏聚增加了回火脆性。主要是化學(xué)成分主要是化學(xué)成分:a. 有害雜質(zhì)元素的影響：有害雜質(zhì)元素的影響：S、P、As、Sn、Sb、N、H、O 導(dǎo)致第一類回火脆性。導(dǎo)致第一類回火脆性。b. 促進(jìn)該回火脆性的元素：促進(jìn)該回火脆性的元素：Mn、Si、Cr、

42、Ni、V、C一般一般認(rèn)為認(rèn)為Cr、 Mn、Si促進(jìn)較大，促進(jìn)較大，Si使脆化溫度向高溫方向使脆化溫度向高溫方向移動，單獨(dú)加移動，單獨(dú)加Ni影響不大，影響不大，Ni、Si同時就顯著增大。同時就顯著增大。c. 減弱脆性的元素：減弱脆性的元素：Mo、W、Ti、Al，的效果最顯著。，的效果最顯著。影響第一類回火脆性因素影響第一類回火脆性因素 a. 降低鋼中雜質(zhì)元素；降低鋼中雜質(zhì)元素； b. 細(xì)化細(xì)化A晶粒，用晶粒，用Al脫氧或添加脫氧或添加Nb、Ni、 MO、W 元素；元素； c. 加入加入Cr、Si使脆性溫度上移；使脆性溫度上移； d. 等溫淬火代替淬火回火。等溫淬火代替淬火回火。 防止方法或減輕方

43、法防止方法或減輕方法化學(xué)成分：化學(xué)成分： a.至脆元素：至脆元素：Ni、Cr、Mn、Si、C。 b.促脆元素：促脆元素：P、Sn、Sb、B、S。 c. 去脆元素：去脆元素：Mo、W、Ti、V。熱處理工藝熱處理工藝 a. 在在450650回火，保溫時間回火，保溫時間 ，回火脆化，回火脆化 。 b. 500 550回火，脆化速度最大?；鼗穑嗷俣茸畲?。 c. 高溫回火后快冷，則脆化高溫回火后快冷，則脆化 ，即，即aK 。組織組織： a. M最嚴(yán)重，最嚴(yán)重，B次，次，P輕。輕。 b. A晶粒度越細(xì)，回火脆性越輕。晶粒度越細(xì)，回火脆性越輕。影響第二類回火脆性的因素影響第二類回火脆性的因素平衡偏聚理論

44、（平衡偏聚理論（P226）和非平衡偏聚理論（）和非平衡偏聚理論（P226）沿原子晶界沿原子晶界510A的薄層內(nèi)偏聚了某些合金元素和雜質(zhì)的薄層內(nèi)偏聚了某些合金元素和雜質(zhì)元素所致。元素所致。即：能促進(jìn)第二類回火脆性的合金元素：即：能促進(jìn)第二類回火脆性的合金元素：Ni、Cr、Mn、Si、C與雜質(zhì)元素與雜質(zhì)元素P、Sn、Sb、As、B、S等在等在A化時由于內(nèi)吸附化時由于內(nèi)吸附而偏聚于而偏聚于A 晶粒界，在脆化溫度回火時，這些元素把雜質(zhì)晶粒界，在脆化溫度回火時，這些元素把雜質(zhì)元素吸引至晶界面引起脆化（吸引是親合力大所致）。元素吸引至晶界面引起脆化（吸引是親合力大所致）。 第二類回火脆性的機(jī)理第二類回火脆

45、性的機(jī)理a. 降低雜質(zhì)元素；降低雜質(zhì)元素； b. 加入加入Nb、V、Ti等細(xì)化等細(xì)化A晶粒元素，增大晶界面積，晶粒元素，增大晶界面積，減小雜質(zhì)元素偏聚量；減小雜質(zhì)元素偏聚量； c. 加入加入Mo、W等元素控制回火脆性；等元素控制回火脆性； d. 盡量避免在盡量避免在450650內(nèi)回火，或回火后快冷，以內(nèi)回火，或回火后快冷，以減輕脆性減輕脆性第二類回火脆性防止辦法第二類回火脆性防止辦法 合金的時效合金的時效 (Aging)(Aging) 本節(jié)主要內(nèi)容：本節(jié)主要內(nèi)容：J固溶、脫溶及時效相關(guān)概念固溶、脫溶及時效相關(guān)概念JAl-CuAl-Cu合金的時效合金的時效J脫溶過程的動力學(xué)影響因素脫溶過程的動力

46、學(xué)影響因素J脫溶后的顯微組織脫溶后的顯微組織J時效時的性能變化時效時的性能變化 相關(guān)概念 1、固溶處理：、固溶處理： 將鋼或合金加熱到一定的較將鋼或合金加熱到一定的較高溫度，使高溫度，使碳或合金元素碳或合金元素溶入溶入固溶體中，然后以較快的速度固溶體中，然后以較快的速度冷卻下來，得到冷卻下來，得到過飽和的固溶過飽和的固溶體或過飽和的新相體或過飽和的新相。2、脫溶及時效工藝：脫溶及時效工藝： 脫溶脫溶是固溶處理的逆過程，從過飽和是固溶處理的逆過程，從過飽和的固溶體中的固溶體中析出第二相析出第二相（沉淀相）或形成（沉淀相）或形成溶質(zhì)原子聚集溶質(zhì)原子聚集區(qū)以及區(qū)以及亞穩(wěn)定過渡相亞穩(wěn)定過渡相的過程的過

47、程稱為脫溶或時效。（是一種擴(kuò)散過程）。稱為脫溶或時效。（是一種擴(kuò)散過程）。 脫溶可顯著提高合金的強(qiáng)度和硬度，稱脫溶可顯著提高合金的強(qiáng)度和硬度，稱為為沉淀（硬化）強(qiáng)化或時效強(qiáng)化沉淀（硬化）強(qiáng)化或時效強(qiáng)化，是強(qiáng)化，是強(qiáng)化金屬材料的重要途徑之一。金屬材料的重要途徑之一。 3、時效處理時效處理 時效處理時效處理是合金經(jīng)固溶處理后在室溫是合金經(jīng)固溶處理后在室溫或高于室溫的適當(dāng)溫度保溫，以達(dá)到或高于室溫的適當(dāng)溫度保溫，以達(dá)到沉淀硬化目的的熱處理工藝簡稱時效。沉淀硬化目的的熱處理工藝簡稱時效。4、時效分類時效分類 自然時效室溫自然時效室溫人工時效室溫以上某一溫度人工時效室溫以上某一溫度5 5、時效硬化、時效

48、硬化 時效硬化的實(shí)質(zhì)時效硬化的實(shí)質(zhì)是過飽和固溶體發(fā)生是過飽和固溶體發(fā)生脫溶沉淀引起的沉淀硬化。脫溶沉淀引起的沉淀硬化。 時效可以提高合金的強(qiáng)度、硬度，時效可以提高合金的強(qiáng)度、硬度，是強(qiáng)化材料的一種重要途徑，如是強(qiáng)化材料的一種重要途徑，如鋁合鋁合金，鎂合金，耐熱合金，沉淀硬化不金，鎂合金，耐熱合金，沉淀硬化不銹鋼、馬氏體時效鋼銹鋼、馬氏體時效鋼等都是經(jīng)過時效等都是經(jīng)過時效處理進(jìn)行強(qiáng)化。處理進(jìn)行強(qiáng)化。6、脫溶沉淀的條件、脫溶沉淀的條件 合金能否固溶處理和脫溶沉淀可合金能否固溶處理和脫溶沉淀可由相圖。由相圖。 具有脫溶沉淀轉(zhuǎn)變的最基本條件具有脫溶沉淀轉(zhuǎn)變的最基本條件是，是，合金在平衡狀態(tài)圖上有固溶度

49、合金在平衡狀態(tài)圖上有固溶度的的變化，并且變化，并且固溶度隨溫度降低而減少固溶度隨溫度降低而減少。 7、固溶處理及時效在工業(yè)生產(chǎn)中的應(yīng)用 （1 1）有色金屬的固溶處理及時效（鋁合）有色金屬的固溶處理及時效（鋁合金、鎂合金、銅合金等）金、鎂合金、銅合金等） （2 2）低碳鋼的應(yīng)變時效；）低碳鋼的應(yīng)變時效； （3 3）馬氏體時效鋼的固溶處理與時效；）馬氏體時效鋼的固溶處理與時效； （4 4）奧氏體不銹鋼的固溶處理等）奧氏體不銹鋼的固溶處理等 脫溶過程 過飽和固溶體的脫溶分解也是過飽和固溶體的脫溶分解也是形核、長大形核、長大過程；過程； 驅(qū)動力：驅(qū)動力：自由能差自由能差 實(shí)際過飽和固溶體脫溶過程：實(shí)際

50、過飽和固溶體脫溶過程： 溶質(zhì)原子偏聚區(qū)（溶質(zhì)原子偏聚區(qū)（G.PG.P區(qū)）區(qū)）過渡相（亞穩(wěn)過渡相（亞穩(wěn)相）相）平衡脫溶沉淀相平衡脫溶沉淀相以以Al-CuAl-Cu合金為例合金為例 在固溶處理后時效，結(jié)構(gòu)變化過程：1）最先形成的是銅原子的富集區(qū)(G.P區(qū))2）相(G.PII區(qū))，3）相，4）相，即CuAl2即：G.P.區(qū) 相 相 相1) G.P形成 G.P是溶質(zhì)原子富集區(qū)。 形核：均勻形核均勻形核 形態(tài)：為薄片狀，含90%銅 與母相共格，平行于100， 分布：均勻分布在基體上，形成彈性畸變能導(dǎo)致硬度升高。 形成溫度形成溫度：190C以下，200C以上要瓦解，升高的硬度將下降.G.P形成2) 2)

51、”形成形成 隨時效溫度的升高，已形成的G.P區(qū)將瓦解，形成較為穩(wěn)定的 形核：均勻形核 形狀：薄片狀，厚0.8-2nm，直徑15-40nm 慣習(xí)面：100 結(jié)構(gòu)結(jié)構(gòu)：正方結(jié)構(gòu)，a=b=0.404nm, c=0.768nm 性能：為了保持與母相共格，產(chǎn)生彈性畸變區(qū)使硬度升高3)3) 形成形成 時效溫度進(jìn)一步提高形成時效溫度進(jìn)一步提高形成 。 形核形核：不均勻形核（：不均勻形核（在位錯及胞壁處在位錯及胞壁處） 形態(tài)形態(tài)：薄片狀：薄片狀 慣習(xí)面慣習(xí)面：(001)(001) 位向關(guān)系：位向關(guān)系：100100 /100/100 100 100 /010 /010 , , 在在(001)(001)面上與面上

52、與 保持保持共格或半共格共格或半共格 結(jié)構(gòu)：正方點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)：正方點(diǎn)陣 a=b=0.404, c=0.58nma=b=0.404, c=0.58nm 成分：與成分：與CuAlCuAl2 2 相當(dāng)。相當(dāng)。4) 4) 相形成相形成 當(dāng)當(dāng) 長大到一定程度，長大到一定程度，共格破壞共格破壞， 與與 完全脫離而成為穩(wěn)定的完全脫離而成為穩(wěn)定的 相。相。 結(jié)構(gòu)結(jié)構(gòu)：正方點(diǎn)陣，：正方點(diǎn)陣，a=0.607,c=0.487nm, a=0.607,c=0.487nm, 成分成分：CuAlCuAl2 2， 形成形成CuAlCuAl2 2后性能下降后性能下降( (發(fā)生了過時效發(fā)生了過時效) )脫溶沉淀過程的動力學(xué)脫溶沉淀過

53、程的動力學(xué) 脫溶的驅(qū)動力脫溶的驅(qū)動力是新相與母相的是新相與母相的化學(xué)自由能差化學(xué)自由能差 脫溶阻力脫溶阻力是形成脫溶相的是形成脫溶相的界面能和應(yīng)變能界面能和應(yīng)變能（1 1）時效溫度的影響）時效溫度的影響影響脫溶動力學(xué)的因素影響脫溶動力學(xué)的因素 溫度越高，溫度越高，原子活動能力越強(qiáng)，原子活動能力越強(qiáng)，脫溶速度越快。脫溶速度越快。溫度越高，溫度越高，合金過飽和度減小，合金過飽和度減小，脫溶相與母相自由能差減小，脫溶相與母相自由能差減小，脫溶速度降低。脫溶速度降低。（2 2）合金成分的影響）合金成分的影響時效溫度相同時時效溫度相同時合金合金熔點(diǎn)越低熔點(diǎn)越低，脫溶沉淀速度，脫溶沉淀速度越快越快。熔點(diǎn)。熔點(diǎn)低，原子間結(jié)合力弱，原子活動能力強(qiáng)。低，原子間結(jié)合力弱，原子活動能力強(qiáng)。低熔點(diǎn)合金時效溫度可以低一點(diǎn)。低熔點(diǎn)合金時效溫度可以低一點(diǎn)。溶質(zhì)與溶劑原子尺寸溶質(zhì)與溶劑原子尺寸差別越大，差別越大，脫溶沉淀脫溶沉淀速度越快。速度越快。過飽和度越大，過飽和度越大，脫溶沉淀脫溶沉淀速度越快。速度越快。（3 3）晶體缺陷的影響）晶體缺陷的影響 空位、位錯和晶界空位、位錯和晶界對脫溶產(chǎn)生