1、基本熱處理只有熱作用對材料組織性能起決定性影響，沒有成分、形狀尺寸變化按熱處理過程中主要的固態轉變來分：退火使材料由非平衡狀態向平衡狀態轉變的過程均勻化退火對 象：鑄錠和鑄件，固態轉變：高溫擴散回復與再結晶退火對 象：冷變形或有嚴重內應力的金屬及其合金固態轉變：回復與再結晶基于固態相變的退火對 象：有固態相變的金屬及其合金固態轉變：固態相變（如鋼鐵的珠光體轉變）淬火建立亞穩態的過程（把高溫狀態快冷保留到室溫）基體無多型性轉變的淬火對 象：基體金屬固態無多型性轉變的材料 （Al、Cu等大多數有色合金） 固態轉變： 固溶處理 基體有多型性轉變的淬火對 象：基體金屬固態有多型性轉變的材料 （鋼鐵）

2、固態轉變：馬氏體相變時效與回火使淬火獲得的亞穩態逐漸向平衡態轉變的趨近過程時效對 象：基體金屬固態無多型性轉變的材料（Al、Cu等大多數有色合金） 固態轉變： 固溶體脫溶回火對 象：基體金屬固態有多型性轉變的材料 （鋼鐵）固態轉變：馬氏體分解化學熱處理熱處理過程中，熱、化學的共同作用，有機結合，改變材料表面成分，使材料表面組織性能明顯變化。對 象：表面層需要特殊性能的工件固態轉變：高溫擴散，化學反應如低碳鋼的滲碳和調質鋼的氮化形變熱處理實際上，是變形加工和熱處理的有機組合。熱、形變共同作用，有機結合，使材料組織性能趨于更佳，更加充分發揮材料潛力。對 象：熱處理可強化的材料（時效強化型合金）固態

3、轉變：形變對固態相變的影響如鋁合金的預形變熱處理均勻化處理的對象是鑄錠或鑄件均勻化處理的目的是，有利于鑄錠或鑄件的后續冷、熱加工或熱處理提高塑性，降低變形抗力；減小淬火出現過熱、過燒的可能性。有利于鑄錠的加工制品或鑄件的最終使用性能提高耐蝕性能；防止層狀組織，減弱材料各項異性；提高組織穩定性，防止蠕變導致材料形狀大小改變；提高強度、塑性。（鑄件均勻化與固溶處理可以合并）（3)均勻化處理的原因是，鑄造過程中，非平衡凝固導致成分不均勻和非平衡凝固組織效應（非平衡組織、粗大析出相、淬火效應等）。性能不均勻、塑性差、變形抗力大以及耐蝕性差。（4)均勻化處理過程中主要固態相變是高溫擴散還伴隨第二相粗化和

4、球化、溶解與析出、晶粒長大等，使組織趨于平衡態。冷卻過程過飽和固溶體脫溶需防止晶間析出（過慢）和淬火效應（過快）；需控制冷速，促使晶內析出且趨于平衡。均勻化退火后的組織變化（理想）枝晶偏析消除，成分均勻化;非平衡相消失，過剩相減少;非平衡組織平衡化（相轉變），亞穩相消失，平衡第二相球化和聚集，塊狀、網狀第二相消失;過飽和固溶體分解；晶粒長大均勻化退火后組織狀況：組織均勻，無網、塊狀粗大相，不溶相呈球狀（分布于晶界），彌散相均布于晶內，晶粒可能有所長大（1)均勻化退火的應用均勻化退火不論對于鑄件，還是對于鑄錠，都是十分重要的，但它也有其不利的一面：費時耗能，經濟效益差；溫度高、時間長，易帶來變形

5、、吸氣、氧化等問題，也過熱、過燒；有的材料會強度下降，這對于要求高強的材料是不利的。因此，是否進行均勻化退火應視具體問題具體分析。（2)均勻化退火的選擇在實際生產中，是否進行均勻化退火，主要是根據合金本性、鑄造方法以及產品使用性能的要求來選擇合金本性易產生偏析，組織不均，塑性差，殘余應力大者如：鋁合金：除純鋁、低合金化的軟鋁外，幾乎都需要；鎂合金：含Al、Zn的，易偏析，需要；銅合金：除錫磷青銅、普通白銅、鋅白銅等外，其它一般不需要；鋼鐵：鋼鐵一般不需要，但易切削鋼（防硫偏聚）、高合金鋼或其它有重要特殊用途的鋼需要均勻化退火，通常先熱鍛再退火。鎂合金、 銅合金、鋼鐵等通常需在保護性氣氛或真空中

6、進行。鑄造方法在工業條件下，冷卻速度較大的鑄造方法，更易產生嚴重的偏析，出現非平衡組織產品性質（舉三例）需要保持擠壓效應的，不需要均勻化退火擠壓效應：擠壓效應現象對于熱處理可強化鋁合金（尤其是含Cr、Mn、Ti等元素合金化的），與其它（如軋、鍛等）方法加工的制品相比，擠壓制品的強度明顯較高，這一現象稱為擠壓效應擠壓效應實質形變熱處理導致的組織強硬化效應擠壓效應機理含Cr、Mn、Ti等元素合金化的熱處理可強化鋁合金中可形成Al7Cr、Al6Mn、Al3Ti等金屬間化合物，它們可以穩定位錯、亞晶界等亞結構，擠壓過程中，與其它（如軋、鍛等）方法加工的制品相比，更易形成位錯、亞晶界等亞結構，有利于實現

7、高溫形變熱處理， 在淬火后的時效過程中可促使第二相分布均勻。均勻化退火會消除擠壓效應原因： Al7Cr、Al6Mn、Al3Ti等金屬間化合物可能會溶解、或粗化，不利于穩定位錯、亞晶界等亞結構，在擠壓過程中也會消失，難以起到在淬火后的時效過程中可促使第二相分布均勻的作用 。需要防止晶粒異常粗大的（Al-Mn系合金），需要均勻化退火Al-Mn系合金為熱處理不可強化鋁合金，其產品使用狀態加工態或退火態，Mn可以明顯地提高Al的再結晶溫度，Mn容易不均勻， Mn不均勻，會導致加工后退火再結晶晶粒分布不均勻，個別異常粗大。6063型材氧化著色，需要均勻化退火6063常用作建筑型材，為了美觀需氧化著色，需

8、提高表面質量、也需表面化學性質均勻，必需進行均勻化退火均勻化退火的工藝規程的制定原則均勻化退火的主要工藝參數是加熱溫度和保溫時間，其次是加熱速度和冷卻速度加熱溫度為了提高擴散速率，加速均勻化過程，提高均勻化效果，應盡可能地提高均勻化退火溫度，但必須防止溫度太高，而引起過熱、過燒、氧化、吸氣、變形等問題，因此，通常，經驗上， T均=（0.90.95）Tm （ Tm 鑄錠實際開始熔化的溫度，低于固相線）理論上，可以由相圖給出I選擇非平衡固相線以下，盡可能高（低溫均勻化（擴散）退火）II選擇平衡固相線以下，盡可能高（高溫均勻化（擴散）退火）I+II先在I的溫度下均勻化，在到II的溫度下均勻化，（分級

9、均勻化（擴散）退火）低溫均勻化退火保險，不會出現過燒，過熱、氧化、吸氣、變形等問題也不嚴重，但難以達到組織均勻化的目的，即使能達到，也需極長的時間，對生產不利。高溫均勻化退火冒險，但均勻化效果好。溫度高有利于長程擴散，速度快，時間短，生產效益好。但易出現過熱、過燒、氧化、吸氣、變形等問題。大多數合金是不可以進行高溫均勻化退火，易氧化、吸氣者更加不可以，鋁合金由致密的表面氧化膜，可以，但也要慎重分級均勻化退火通過低溫均勻化可以降低高溫均勻化時過燒的可能性，而高溫均勻化又可加速均勻化。兼有低溫均勻化退火和高溫均勻化退火的優點，但麻煩。鎂合金多采用分級加熱工藝來實現均勻化。加熱速度和冷卻速度加熱以不

10、開裂、不大變形、不產生大裂紋為原則，可快，可慢、也可分級加熱。幾乎所有的熱處理的加熱速率控制原則都如此。冷卻不宜快，也不宜慢太慢，則會產生粗大相，且第二相析出不均勻，易沿晶界析出，甚至呈鏈、帶、網狀分布，達不到均勻化退火的目的太快，則會產生淬火效應，后續變形抗力大，達不到均勻化退火的目的但也需具體問題具體分析，6063型材生產的均勻化退火，通常需要快冷（風冷），甚至需要水冷。原因在于：均勻化的目的是改善表面質量和表面著色的均勻性，快冷有利于氧化著色。 6063還有一個特點均勻化退火后快冷和慢冷后的加工變形抗力相差不太大。但是，慢冷，（Mg2Si）相粗大，且沿晶分布，在后續加工和熱處理時不易溶解

11、，均勻化，影響著色。只有快冷， （Mg2Si）相細小，且分布均勻，有利于最后的著色。（2)回復與再結晶退火的目的是，提高塑性，降低變形抗力，有利于變形材料繼續的后續加工有利于加工制品的最終使用性能退火去內應力；制造強度和塑性配合良好的半硬制品；提高彈性極限（銅合金的低溫退火硬化現象）；提高耐蝕性和組織穩定性。（3)回復與再結晶退火處理的原因是:隨著冷變形程度增大，加工硬化，變形抗力增大，塑性降低；變形不均，導致內應力產生。（4)回復與再結晶退火過程中主要固態相變是:回復、再結晶與晶粒長大在加熱退火過程中組織變化冷變形儲能使冷變形金屬的自由能提高，這是加熱過程中組織變化的驅動力。經回復、再結晶、

12、晶粒長大等過程，完全再結晶的金屬組織和性能恢復到平衡態。不完全的可能停留在中間階段。冷變形金屬加熱時發生的基本過程如圖所示， 回 復儲能降低，能量再分配， 主要是空位、位錯等運動、重布的過程再 結 晶儲能差消失，無結構、成分的改變，僅伴隨著缺陷運動與消失，是一種組織變化。晶粒長大晶粒以小吃大，即，界面能下降的過程。2)再結晶溫度及其影響因素（1）定義（測定T再時，建立一個統一的標準）T再不是一個物理常量（合金成分一定時，T再還與工藝過程參數有關），因此，涉及定義問題。 退火時間60分鐘，再結晶體積溫度達95的溫度退火時間60分鐘 ，再結晶晶粒開始出現的溫度（習慣）再結晶門檻溫度，變形程度在60

13、70以上，退火12小時（工業生產常用時間）的最低開始再結晶溫度（有時需7080，總之，是要大變形，通常用來表征金屬再結晶溫度（實際上為的最小值）再結晶過程與原子的擴散能力有關，而原子的擴散能力與所在溫度和熔點之差有關。因此，再結晶溫度與熔點之間有一定關系（它沒有嚴格數學物理推導），蘇聯人博奇瓦爾總結了一個經驗公式： 對于工業純金屬 T再 （0.3-0.4）Tm (熔點，k) 特別純金屬 T再 （0.25-0.3）Tm 單相合金 T再 0.6 Tm （2）工藝制度選擇加熱溫度和保溫時間的選擇，通常根據技術條件所需性能（退火目的）和合金本性來選擇。不涉及到退火本質。 退火溫度與合金本質有關a 、純

14、金屬或單機合金通常以T再為依據；b、  多相合金，除以T再為依據外，害要考慮第二相的溶解和析出等；c、  晶粒較粗者，還要考慮溫度對再結晶溫度的影響。 與性能要求有關如圖所示選擇。退火時間：一般選擇為1-2小時（工業批量要求），取決與裝爐量，工件尺寸，加熱爐控制等情況。除了參考原則，具體的還要做實驗。 加熱速度與冷卻速度 加熱速度：在保證不發生變形、裂紋或其他缺陷的情況下，最好采用快速加熱a、  及時、節能、高效；b、  細晶，提高產品質量。冷卻速度：取決與合金特性和性能要求： a、  純鋁和不可強化合金，空冷或水冷，冷卻速度對組織性能影響不明

15、顯。b、  硬鋁等熱處理可強化者：要及冷以防止淬火效應。其他，Cu需光亮退火目前多采用快速退火工藝（快速加熱高溫及時保溫再快冷）晶粒多，又來不及長大選擇溫度高與普通退火工藝的溫度。同時又十分高效。1、 基本概念：淬火高溫快冷至低溫，建立低溫下的亞穩態，形成過飽和固溶體的過程。 兩種情況有多型性和無多型性。時效（回火）亞穩過飽和固溶體分解，時效與回火區別在于 基體轉變與否？鋁、銅、鈦和鋼鐵 。2、工藝形式：大多數情況下淬火+ 時效，但是也存在僅有淬火（自然時效）和僅有時效（擠后冷即淬）的情況3、目的與應用：淬火（固溶處理）獲得過飽和固溶體：i、時效前的預處理；ii、冷加工前的中間處理，

16、消除加工硬化，消除脆硬相的有害影響；iii、最終熱處理（固溶處理）；時效使過飽和固溶體分解（脫溶、沉淀），用作最終熱處理，調整組織性能。4、組織變化：淬火（固溶處理）可溶相溶解，形成過飽和固溶體，基體發生回復、再結晶與晶粒長大；時效過飽和固溶體分解（脫溶、沉淀），粗化，產生強化相顆粒，基體晶粒一般無明顯變化。5、性能變化：淬火（固溶處理），分三種情況：i、若原始組織中第二相彌散且硬，固溶后強度下降，塑性保持或提高（第二相沉淀強化大于固溶強化）；ii、若原始組織中第二相粗大、不彌散，固溶后強度提高（第二相沉淀強化小于固溶強化） ；iii、若原始組織中第二相脆硬，且沿晶界或網胞呈網狀分布，固溶后強

17、度、塑性都會有明顯提高（第二相沉淀強化大于固溶強化，例如，鑄造合金的固溶處理）。時效如圖所示。5. 4 脫溶序列序列及特征符合相變階次規則：平衡相出現之前出現亞穩結構（可以多種）。回歸現象現象：在硬鋁中，將自然時效的硬鋁迅速加熱到約250保留20-60s，迅速冷卻，則合金性能恢復到淬火狀態。推廣：經低溫時效的合金，在高溫（低于固溶度曲線）下段時間加熱，性能恢復到淬火狀態的現象。實質：GP區溶解，過渡相及平衡相來不及溶解。定義：把經低溫時效的合金放在較高溫度（低于固溶處理溫度）下短時保溫并迅速冷卻，合金的硬度將立即下降到與剛淬火時差不多。這種現象稱為回歸。其實，合金的其他性質也有類似變化。回歸現

18、象在工業上有一定的實際意義飛機蒙皮鉚接，硬鋁鉚釘，可利用回歸熱處理來恢復塑性，鉚接后再時效，避免整體淬火。零件彎曲、卷邊、整形和修復，用回歸熱處理來恢復塑性，避免淬火；回歸-再時效RRA（Retrogression and Re-aging)）或T77熱處理工藝，使超高強鋁合金，在保證高強度的同時，具有好的韌性和抗晶間腐蝕能力。（RRA實質上是三級時效，Cina于1974年發明的一種熱處理工藝。RRA包括4個基本的步驟:1)正常狀態的固溶處理和淬火;2)進行T6態的峰值時效;3)在高于T6態處理溫度而低于固溶處理的溫度下進行短時加熱,即回歸處理;4)再進行T6態時效;經過RRA處理后,合金在保

19、持T6態強度的同時擁有T73態的抗SCC性能。）問題回歸處理溫度需高于原先時效溫度；溫度相差大，回歸快且徹底，回歸處理時間短，難控制回歸過程中，GP區、 q重溶，有的亞穩相可能難重溶（尤其是晶界處的），故不能完全回到淬火態，多少存在不可逆的變化。晶界相控制不好，達不到RRA的效果，反而有害。 （2）機制i、貧溶質機制界面處優先脫溶（能量高、成分偏析、溶質易運輸通道等），吸收界面附近的溶質原子，造成界面附近一定范圍內溶質原子貧乏，在某個范圍內溶質濃度低于脫溶極限濃度，無法脫溶，在界面附近形成無沉淀析出帶。ii、貧空位機制晶界既是空位源，也是空位“陷阱 ” （尾閭）。淬火后材料中產生大量的空位，理

20、想狀況是均勻分布，然而，在界面附近的會涅滅于界面，空位濃度降低，甚至造成在一定范圍內空位貧乏（故擴散難，空位團形成難，） ，而第二相析出（尤其是GP區）需要達到一定的濃度，即超過臨界空位濃度，低于此質，無法析出，在界面附近形成無沉淀析出帶。iii、兩種機制共同作用通常，高溫時效以i為主，低溫以ii為主。淬火時效工藝參數的影響規律：淬火溫度高，PFZ窄；淬火冷卻速率大，PFZ窄；時效溫度高，PFZ窄。（3）無沉淀帶的利與害有害論：PFZ強度低，塑性變形易集中，使變形局域化，過早損傷、斷裂；PFZ存在，造成晶界與基體間電化學性質差異，同時，塑性變形區與基體相比，可能成為微電池陽極，易發生應力腐蝕和

21、晶間腐蝕斷裂。有益論： 軟區，塑性好，可松弛應力，消除應力集中，阻止裂紋源產生，有利于提高韌性，提高抗應力腐蝕能力。顯然，這是矛盾的，到底是好是壞，要具體分析。一般認為是壞的，需防止。 （4）無沉淀帶的防止i、 改變淬火時效工藝；ii、時效前適當變形，增加脫溶幾率（盡量減少局部脫溶）。1、淬火：溫度，保溫時間，冷卻速度淬火溫度：選擇原則如圖所示。盡可能高（淬火加熱時間可以短），但須保證不過熱、過燒、變形、開裂。由于淬火溫度高，空位濃度高，有利于GP區形成，和過渡相、平衡相的生長，成分均勻，晶粒粗大，減少晶界，有利于普遍脫溶。但也帶來不利。（1）晶粒尺寸（不能過熱、更不能過燒）（2）非平衡固溶線

22、（不能過燒，分級加熱，尤其是未均勻化退火的）（3）擠壓效應（消除亞結構、晶粒長大）保溫時間：保證透熱，可溶強化相溶解。需考慮晶粒度、鑄態第二相晶粒尺寸 、裝爐量、變形量、工件尺寸等因素。盡量快速加熱短時保溫。冷卻速率：冷卻速率須大于臨界冷卻速率臨界冷卻速率與合金體系、成分、原始組織狀況有關；合金不同，材料不同，臨界冷卻速率不同。空冷、風冷（Al-Mg-Si合金）、水冷、油冷、熔融金屬冷卻等，須保證不變形、開裂。分級淬火和等溫淬火(多用于鋼鐵) 。2、時效：單級時效、多級時效單級時效：等溫時效，分自然時效和人工時效最大強化效果溫度 （經驗） （Tmelting 熔化溫度，K）人工時效可以分為峰值

23、時效(完全時效)、欠時效（部分時效）、過時效和穩定化處理，如圖所示。峰值時效強度最高，塑性、韌性、耐蝕性較差欠時效犧牲一定強度，保證塑性，尤其是抗晶間腐蝕能力過時效尋求強度、塑性、韌性的良好配合，提高抗晶間腐蝕和抗應力腐蝕能力穩定化處理溫度更高或時間更長，保證性質和尺寸的穩定。多級時效：一般先低溫后高溫。低溫過飽和度大，形核率高，高溫脫溶相生長快，這樣，GP區或亞穩相脫溶相可更彌散，成為高溫時效時脫溶相的優先形核位置，改善脫溶組織的均勻性和彌散性，合金綜合性能優于單級時效。例如：LC4（Al-Zn-Mg-Cu-Mn-Cr合金），120±5×3h160±5×

24、;3h。如采用單級時效，低溫則時間太長（自然時效30天，而100需10-20h），高溫則相分布不均，易局部脫溶。也有先高溫后低溫的，如一些耐熱鎳基合金（有序化）2、時效強化型合金的低溫形變熱處理在時效前進行冷變形。（1）典型工藝 如圖所示。（2）冷變形的作用i、 空位產生、位錯增殖ii、 破碎晶粒，形成纖維組織iii、平衡內應力組織分析： 冷變形引入大量的空位（團）和位錯（形成位錯網，位錯網胞） ， 提高儲能，而低溫時效時，基體可能發生輕度或強烈回復，可能有大量空位、 位錯、甚至亞晶界存在；（相比之下，未冷變形合金則晶粒仍為淬火態的晶粒（可能也有淬火空位（團） 、淬火位錯，量少），這樣， 析出

25、粒子有可能更彌散（位錯形核，不局限于晶界，而且多邊化粒子細晶，有利于顆粒均勻，PFZ減小或消除） 。然而，能量增高，處于亞穩態，而且組織有方向性，呈纖維組織。性能分析（與普通熱處理的相比）： 缺陷密度增多，沉淀均勻，彌散強化效果提高；位錯密度增大、形成亞晶界，增加亞結構強化；因此，i、 抗拉強度和屈服強度提高，但塑性降低，熱穩定性下降；ii、 晶間腐蝕抗力提高（PFZ減小或消除）iii、 各向異性增大3、時效強化型合金的高溫形變熱處理高溫熱變形后直接冷卻（淬火），然后時效。（1）典型工藝 如圖所示。（2）實現高溫形變熱處理的基本條件i、熱變形沒有動態、亞動態、靜態再結晶ii、淬火加工溫度已固溶

26、化，快冷保留高溫狀態，達到過飽和為了保證這基本條件，需了解其中的影響因素，控制它們，達到高溫形變熱處理的目的。（3）影響因素合金本性：i、基體金屬層錯能高易發生回復，而防止再結晶；ii、淬火溫度范圍不能太窄否則，熱變形溫度難控，難以實現淬火；iii、要求的淬火速度應該低一些 （臨界冷速低），易淬火，否則形成的過飽和固溶體易分解，也難高溫形變熱處理。（LY12 淬火溫度495-504，冷速要求高，不能高溫形變熱處理；而6063淬火溫度510-525，冷速要求不高（風冷），能高溫形變熱處理）熱加工條件：i、 （變形量）低一些的，好儲能低，不利于再結晶（但一般加工對應的都不小）；ii、T（變形溫度）

27、高一些的，好有利于動態回復，位錯易重組，而不積蓄足夠能量，驅動動態再結晶；同時也有利于固溶，獲得過飽和固溶體；iii、 （變形速度）低一些的，好有利于動態回復，位錯易重組，而不積蓄足夠能量，驅動動態再結晶；同時也有利于固溶，獲得過飽和固溶體。4、時效強化型合金的綜合形變熱處理高溫形變熱處理比低溫形變熱處理用得少得多。綜合形變熱處理是 高溫形變熱處理的一種改進。高溫形變熱處理和低溫形變熱處理的有機組合。（1）典型工藝 如圖所示。（2）實現綜合形變熱處理的基本要求i、熱變形沒有動態、亞動態再結晶，能淬上火，獲得過飽和固溶體ii、冷變形引入 亞結構（3）與單一的高溫形變熱處理相比i、材料強度提高ii

28、、塑性下降iii、穩定性下降（4）用得也少熱變形（淬火）冷變形時效 的工藝與熱變形（另行）淬火冷變形時效的工藝相比，優勢不明顯，而且只能局限于一些能進行高溫形變熱處理的合金5、時效強化型合金的預形變熱處理在淬火、時效前預先熱變形。實際上為兩道工藝（形變+熱處理）。（1）典型工藝 如圖所示。（2）實現預形變熱處理的基本條件i、沒有動態、靜態、亞動態再結晶ii、尤其是淬火加熱時不發生再結晶，同時保證固溶，淬上火。擠壓鋁型材淬火時效，這實際上就是一個時效強化型合金的預形變熱處理。（3）如何實現預形變熱處理基本條件蘇聯人瓦因布拉特作出的組織變形溫度變形速率的關系圖（觀測的組織為熱變形后的和熱變形淬火后

29、的）I、熱變形就未發生再結晶，且淬火后不發生再結晶II、熱變形就未發生再結晶，而淬火后發生完全再結晶III、熱變形就未發生再結晶，二淬火后發生部分再結晶IV、熱變形就發生了再結晶可見，變形溫度升高，強烈回復，驅不動再結晶；變形速率小，強烈回復，驅不動再結晶；擠壓最可能實現預形變熱處理。n （二）防銹鋁 （Al-Mn）（耐蝕鋁合金）Al-Mn系屬于防銹鋁，熱處理不可強化合金，是用量最大的鋁合金之一。n 合金與成分特點：牌號少，產量多最典型的有LF21（AA3003,1.0-1.6%Mn）、AA3004(=AA3003+0.8-1.1%Mg) 等，加Ti、Fe，以細晶。n 相 組 成：+（Al6M

30、n）n 組織特點：Mn 易偏析，易粗晶n 性 能：強度比鋁的大（固溶），抗蝕性與純鋁相當（ Al6Mn的電位與鋁基體相當），可焊性好，拋光性好（可做工藝品）。n 用 途：承力不大且抗蝕性、可焊性要求高的容器、結構件，如油管、油箱等； 3004 合金大量地用于易拉罐。n 粗晶現象與防止原因在于Mn偏析，Mn提高再結晶溫度，導致不同區域再結晶先后不同，最終再結晶晶粒大小不一，粗者特粗。防止方法有i、均勻化退火；ii、快速加熱退火；iii、加Fe（0.1%Fe，降低Mn溶解度，減小偏析）、Ti（細晶，防止出現大面積貧Mn區和富Mn區）以細晶n 問題有三：（1）Al3Mg2的偏聚問題從相圖來看，可以強

31、化，但Al3Mg2 易于晶界處析出，呈網狀，尤其是Mg大于3.5%（大多數Al-Mg合金Mg量都大于3.5%），故不可強化。Al3Mg2 晶界處析出，導致晶界腐蝕抗力下降，應力腐蝕能力增大，對于高Mg者尤其如此，需防止。熱處理時增加一道冷變形，Al3Mg2可于位錯、亞晶界處析出，可均勻化。（2）高Mg者的氧化膜致密度下降問題表面不再為致密的Al2O3膜，含有MgO， 致密度下降， 需加Be（微量，PPM量級），以提高表面氧化膜的致密性。（3）Na脆的問題鋁合金熔煉常采用Na鹽（NaAlF6+NaCl+KCl的混合熔劑），NaAlF6 和NaCl會和Mg反應，產生游離Na，這將導致材料嚴重脆性。

32、防治方法：i、選擇不含Na的熔劑；ii、加0.0002%Be（鈹）或 0.004%Sb （銻）或0.02%Bi（鉍）n 變質處理Al-Si中有粗大初生硅和共晶硅，呈粗大針狀或塊狀，不利于性能，需改變之。需變質處理，這種處理不僅在AL-Si中用，在其它合金中，包括變形鋁合金中也用。這里，以ZL102 （含Si量為10-13%，處于共晶點）為例Ø 凝固組織：共晶硅（主要）、少量的初生硅（成分偏差），Si多呈粗大針狀或塊狀。高溫退火難以消除，或改變其形貌。只有在凝固過程中改變其生長形態，即需要變質處理。Ø 變質方法：i、加Na+鹽（2/3NaF+1/3NaCl）或Na；ii、加稀

33、土或Sb、Sr、S、As、Bi等（都可以起變質作用，原理一樣）Ø 變質原理：（以加Na+鹽為例）首先，Na+在Si表面附吸，降低Si的生長速率，使之不利于沿某一方向迅速發展壯大，而是分叉生長（象生長素對植物生長的影響一樣），實現Si細化；其次，Na提高合金熔體的過冷能力，即提高，共晶點右移或共晶溫度下降；這樣，如圖所示，分叉、細化、球化，甚至初生硅消失。Ø 1.7 銅及銅合金的熱處理特點Ø 1）類型Ø 與鋁合金的一樣，包括均勻化退火、回復與再結晶退火、淬火時效等等，但在具體應用中不同合金，采用不同的類型。Ø 鋁青銅、鋯青銅、鉻青銅、鈹青銅都是熱

34、處理可強化合金， 淬火時效在鈹青銅中很普遍，但其他則不一定。Ø 2）存在兩個問題Ø A、低溫退火硬化現象Ø B、光亮退火Ø 防止氧化、吸氣，提高表面質量Ø 在保護性氣氛中或真空中退火，保證表面十分漂亮Ø 保護性氣氛水蒸氣、分解氨、不完全燃燒的脫水氨、氮氣、干燥氫、不完全燃燒的煤氣或其它可燃氣體，但具體選擇，與合金本性、種類和退火要求有關。Ø 例如：純銅、白銅在弱還原氣氛中；Ø 含氧銅，氫量不可超過5%，以防氫氧病；Ø 高鋅黃銅、鋅白銅在還原氣氛中退火時，要降溫減時，以防脫鋅；Ø Al、Cr、Be

35、、Si青銅只有在高還原氣氛中退火；Ø 銅合金最好在真空中退火；Ø 但含Mn、Zn時，防止揮發，需排氣后充入氮、氫保護 Ø 1）按組織分類，鈦合金分為三類：Ø （1）鈦合金Ø 牌號同純鈦一樣，TA+xx ，Ø 在室溫條件下，全或近相（相小于10%，穩定元素不超過2%），Ø 熱處理不可強化，Ø 典型合金包括：TA7Ti-5Al-2.5SnØ （2）鈦合金Ø 牌號TB+xx ， Ø 在室溫條件下，淬火或空冷， 為單一的相，時效后有少量的相，Ø 典型合金包括：TB2Ti-3Al-8C

36、r-5Mo-5VØ （3）+鈦合金Ø 牌號TC+xx ， Ø 穩定元素超過2%，在室溫條件下，相為10-50% ，Ø 熱處理可強化Ø 典型合金包括：TC4Ti-6Al-4VØ 1.5 鈦合金的熱加工與熱處理特點Ø 、相脆，加熱以不超過/+相界為界Ø 、導熱性差，易開裂，淬火能力不好。最要引人注意的是，i、熱應力，加熱、冷卻都不易過激；ii、淬透性低，內外冷卻不一；Ø 、保護，需真空、惰性氣體條件下保護，盡管如此，還是容易出事，需格外小心；Ø 、淬火時效是可以的，但用得少，通常使用的狀態為退火態。

37、(2) 鐵合金分類& 0-6.69%的范圍類以0.0218%C、 2.14%C （有時也定為2.11%C ）為界將鐵合金分為三大類 ：Ø 純鐵（大約0-0.0218%C ）Ø 碳鋼（大約0.0218%-2.14%C ） 碳鋼（大約0.0218%-0.77%C）以0.77%C為界分為三類： 亞共析鋼（大約0.0218%-0.77%C） 共析鋼（大約0.77%C） 過共析鋼（大約0.77%-2.14%C ）Ø 鑄鐵（大于2.14%C，小于6.69%C ） 鑄鐵（大約0.0218%-0.77%C）以0.77%C為界分為三類： 亞共晶鑄鐵（大約2.14%-4.02

38、%C） 共晶鑄鐵（大約4.02%C） 過共晶鑄鐵（大約4.02%-6.69%C ）3、鋼的冷卻轉變（過冷奧氏體的分解過程）鋼的熱處理通常首先是奧氏體化，然后以不同的方式冷卻（等溫冷卻和連續冷卻），發生不同的轉變，而得到不同的組織。 1）等溫冷卻以共析鋼為例（1）共析鋼成分的過冷奧氏體（奧氏體化后冷卻）的等溫分解轉變服從過冷轉變的TTT圖Ø 珠光體轉變珠光體 A1-550（高溫）ü A1-650（P, 珠光體）ü 650-600（S, 索氏體）ü 600-550（T, 屈氏體）Ø 貝氏體轉變貝氏體 550-Ms（ 240） （中溫）ü

39、550-350（B上, 上貝氏體）ü 350-Ms（B下, 下貝氏體）Ø 馬氏體轉變馬氏體 低于Ms （低溫）（3）臨界冷卻速率 Vc 奧氏體冷卻時直接獲得完全的馬氏體而不發生其它的相變（珠光體型轉變）所需要的最小冷卻速率。 Vc決定著，淬火時采用需采用什么冷卻介質，材料的淬透性如何，如何選取鋼材，等等。 顯然，C曲線或CCT曲線右移，過冷奧氏體穩定，Vc越小，更容易防止出現非馬氏體組織，獲得馬氏體組織（M+A殘 ）。（雖然如此，實際上要獲得更多的M，而盡可能減少A殘 ，即使是大于了Vc，鋼的淬火冷卻速度愈大愈好，只是防變形、裂紋、開裂等，冷卻速度不宜太大）理想與實際冷卻速

40、率（4）TTT圖和CCT圖的應用建立了組織性能等溫溫度和時間或冷卻速度之間的關系。 i、作為制定熱處理工藝及分析熱處理后鋼件組織性能的重要依據； ii、 CCT圖是分析焊縫的熱影響區組織性能重要依據；（不同加熱溫度奧氏體化后的連續冷卻過程）iii、比較鋼種的過冷奧氏體的穩定性和Ms，是選材依據；iv、TTT和CCT是形變熱處理的重要依據。CCT圖測繪難，而一般在鋼材手冊中TTT圖比較齊全，在無CCT時，可以借用TTT圖近似粗略地代替CCT使用。具體使用如圖所示。注意中止線8）鋼的退火與正火正火廣義上屬于退火的一種特殊形式。退火的形式很多：完全退火、不完全退火（球化退火）、擴散退火（均勻化退火）

41、、再結晶退火、低溫退火（去應力退火）、正火等等（1）完全退火用于亞共析鋼工藝：i、加熱溫度 T = Ac3+2040 （完全奧氏體化）ii、加熱時間 t = k加×D（min）（碳鋼k加= 1.5min/mm,碳鋼k加= 2.0min/mm ）iii、冷卻方式與速率a、普通退火 緩冷（爐冷、埋沙冷等）（碳鋼 100-200 /h，合金鋼50- 100 /h ，高合金鋼10- 50 /h ）（太快，淬火）b、等溫退火 在珠光體轉變范圍保溫溫度、時間由所需硬度而定，優點：工藝周期短、斷面溫度一致，組織均勻；缺點：操作麻煩，多需一臺爐子。應用：i、消除前面工序形成的組織缺陷（魏氏組織、帶狀

42、組織、過熱粗晶等），重結晶以細晶；ii、機械加工前的軟化處理，有利于切削，或為淬火做準備，以最終細晶、均勻；iii、消除內應力（2）球化退火用于過共析鋼（中、高C鋼）球化退火的對象：過共析鋼，尤其是Fe3C成網嚴重，Fe3C片大而粗的情況過共析鋼工藝流程：下料鍛造 (有時需正火作為球化的預處理，以消除網、易球化)球化退火機加工淬火+回火；球化退火的目的： （1）消除片狀P的Fe3C和網狀的Fe3C，利于加工或后續淬火+回火；（2）組織球化，硬度下降，改善切削性；（3）降低退火溫度，防晶粒粗大和魏氏組織；（4）細化晶粒，改善均勻性；（5）消除內應力。球化退火的原因： （1）熱鍛后片狀P的Fe3C

43、和網狀的Fe3C，粗大、脆硬，不利于加工或后續淬火+回火；（2）用完全退火能消除部分Fe3C，但緩冷時Fe3C沿晶界網狀析出，無法消除網狀Fe3C；（3）完全退火溫度過高，C，Fe自擴散加劇，易晶粒粗大，可能會出現魏氏組織；（4）普通的不完全退火，溫度低、時間短，也無法消除網、和粗塊Fe3C；（5）如使Fe3C球化，軟，以切削，晶粒易控制，且更易獲得板條馬氏體，淬火組織好。普通球化退火工藝： i、加熱溫度 T = Ac1+3050 （20-30 ） （不完全奧氏體化）ii、加熱時間 t = k加×D（min） +球化時間（時間很長）（碳鋼k加= 1.5min/mm,碳鋼k加= 2.0

44、min/mm ）iii、冷卻方式與速率 緩冷，比完全退火慢（碳鋼 50-100 /h，合金鋼10- 50 /h ，高合金鋼小于10 /h ）（太快，淬火）等溫球化退火工藝：Ac1+2030緩冷到Ar1+2030保溫長時間空冷 Ar1+2030溫度較低可以防止Fe3C過分粗化，A晶粒粗化，有利于細晶（3）正火常化（Normalizing）正火的對象：低、中、高碳鋼正火的目的： （1）低碳鋼的車削前的熱處理；（2）中碳鋼替代調質處理，為最終熱處理；（3）消除過共析鋼的粗大Fe3C或網狀Fe3C（粗、大者球化退火的準備） ；（4）消除缺陷，細化晶粒，改善均勻性，為最終熱處理做準備；（5）對于存在魏氏

45、組織的中碳鋼鑄件或鍛件。消除魏氏組織。正火的工藝：完全奧氏體化后空冷，奧氏體化溫度選擇與含碳量有關。雖C，溫度不宜太高，防粗晶。低TN=Ac3+100-150 中TN=Ac1+50-100 高TN=Accm+30-50 正火的組織：細珠光體或正火索氏體亞、共則有先共析相，隨碳含量接近0.77%， 先共析相減少，0.6-0.7%C者可形成偽共析組織。正火與退火的選擇：（1）正火與退火的異同點（略）工藝、原理、目的、安排、經濟（2）正火可以作為最終熱處理，而退火很少用作最終（除了退火供貨的普通碳素結構鋼）。鋼一般很少直接使用退火態。（3）作為中間熱處理工藝，兩者的選擇使用也不盡相同（以機加工前的熱

46、處理為例）機加工鋼材最佳的硬度范圍HB170-230太硬，難切，太軟，粘刀。如表所示，可知，低碳鋼需正火，退火太軟（小于0.25%的，甚至應淬火+回火，以調節硬度）中碳鋼可正火，也可以退火；高碳結構鋼和工具鋼只能退火（完全退火或球化退火）一般地講，0.75-1.0%C，球化退火，大于1.0%C， 正火+球化退火（Fe3C太粗，單道球化退火，難解決問題，需加一道正火，以溶斷Fe3C，），合金鋼正火就可能淬上火，需退火。9）鋼的淬火概念:將鋼加熱至臨界點(AC1， AC3)以上的一定溫度、保溫，然后快速冷卻，使奧氏體發生馬氏體轉變。淬火加熱溫度亞共析碳鋼 AC3+(3050) 過共析碳鋼 AC1+

47、(3050) 合金鋼 AC3(Accm)+(3050) 淬火冷卻理想淬火冷卻速度“鼻尖”溫度介質:水、鹽水、堿水和油鋼的淬透性 概念:鋼接受淬火(奧氏體轉變成馬氏體)的能力。淬透層深度 :淬火鋼件表面至內部馬氏體組織占50處的距離. 鋼的淬硬性概念:鋼在正常淬火條件下所能達到的最高硬度. 含C量高,淬硬性好.淬透性指數臨界淬透直徑 意義:淬火方法(冷卻方式) 1單液淬火 概念:將奧氏體化后的鋼件投入一種淬火介質中，使之連續冷卻至室溫。介質:水、油、空氣(靜止空氣或風)或噴霧等 適應:碳鋼水淬；合金鋼油淬。優點缺點:操作簡單，容易實現機械化和自動化；缺點是淬火時鋼件內外溫差大，淬火應力大，易導致

48、變形、開裂，故常用于形狀簡單零件的淬火。 2雙液淬火概念:將奧氏體化后的鋼件先投入水中快冷至接近Ms點，然后立即轉移至油中較慢冷卻。 適應:高碳工具鋼優缺點:降低淬火應力，減少淬火變形和開裂，缺點是在水中停留的時間難以掌握。 3分級淬火概念：將奧氏體化后的鋼件先投入溫度約為Ms點的熔鹽或熔堿中等溫保持一定時間，待鋼件內外溫度一致后再移置于空氣(或油)中冷卻。適應：形狀復雜、截面不均勻零件、尺寸較小的鋼件、小型精密零件等。優缺點：淬火應力小，淬火變形小；但熔鹽或熔堿的冷卻能力較小，等溫時間受限制。4等溫淬火 6、淬火鋼的加熱轉變與鋼的回火低碳鋼、合金鋼（奧氏體、鐵素體）的時效過程；鋼鐵淬火后（馬

49、氏體+殘余奧氏體）的回火過程1）概念將淬火鋼加熱至Ac1以下的溫度，保溫，然后冷卻的一種熱處理形式。適應于鋼制機械零件及工具、模具、量具 。目的在于(1)消除或減少淬火鋼件的內應力；(2)調整性能；(3)穩定組織和尺寸 2）回火時的組織轉變過程馬氏體分解及碳化物的析出和長大 1) 碳偏聚 (自回火)板條馬氏體中, 碳原子與位錯結合或碳原子沿100M面富集.片狀馬氏體中， 碳原子偏聚于孿晶面112M。2)形成過渡碳化物C%<0.2%, M-Fe2C 碳化物 （100200 ），-Fe2C, 斜方點陣C%>0.2%, M-Fe2.4C 碳化物（100250 ），-Fe23C, 密排六方

50、高C鋼,MHagg，-Fe2.5C碳化物 (200300)， -Fe2.5C， 單斜 3)形成滲碳體 （250350），-Fe3C， 由馬氏體中析出過渡碳化物轉化而成。4)滲碳體的球化和粗化 400600 細板條狀的滲碳體聚集成球狀 600700，球狀滲碳體粗化殘余奧氏體的分解溫度： 200300產物：輕度過飽和的 -Fe固溶體和碳化物 （回火馬氏體），有時也可能是下貝氏體。 -Fe基體的回復、再結晶和晶粒長大溫度： 400700板條馬 多邊化亞結構亞晶粒， -Fe固溶體等軸新晶粒片狀馬 孿晶亞結構消失，并出現位錯胞和位錯線， -Fe相等軸新晶粒5）回火工藝 制度與應用 1低溫回火(15025

51、0 )回火馬氏體（5864HRC ）目的：降低鋼中殘余應力和脆性，同時仍保持高的硬度和耐磨性。適應：各種高碳鋼工具、滾動軸承和滲碳零件等 。2中溫回火(350500)回火屈氏體（3545HRC）目的：提高韌性、彈性極限和屈服強度。適應：各種彈簧、鍛模、刀桿和軸套。 3高溫回火(500650)調質（淬火+高溫回火）處理回火索氏體組織(200-350HB) 目的：使鋼獲得強度、硬度和塑性、韌性良好配合的綜合力學性能。適應：結構零件，交變負荷下工作的零件，如汽車和拖拉機發動機連桿、連仟螺栓、齒輪及軸類等。也有軟化處理（大于650 ）的，得到球化組織，也有低溫長時（100-150×10-50

52、h ）的尺寸穩定化處理（或時效處理）鋼的時效硬化（馬氏體分解和二次硬化）與析出強化鋼 1.馬氏體時效鋼微碳FeNi合金（Ni、Co、Mo、Ti、A1、或Ti、A1、Nb）。加入合金元素形成金屬間化合物(Ni3M)，達到強化的目的。2. 沉淀硬化超強不銹鋼188不銹鋼(A1、Ti、Mo), Cr13型馬氏體不銹鋼(Mo、W、Ti、Nb和Co) 加入合金元素形成金屬間化合物，起強化作用。3. 微合金鋼低碳鋼(A1、Nb、V、Ti )合金元素與鋼中的C和N形成細小彌散的合金碳化物、氮化物或碳-氮化物。減緩奧氏體晶粒或再結晶晶粒的長大，微合金C化物、N化物為相間沉淀。可達到細化鋼的顯微組織，提高鋼的力

53、學性能。注意： 與有色合金固溶時效處理的區別在于基體有多型性轉變。（1）過飽和因溶體的析出(即過飽和固溶體分解并形成和析出偏聚區、過渡相或平衡相)，從而引起合金強化的過程。 （2）鋼的時效硬化則主要馬氏體分解和二次硬化，也是過飽和固溶體的析出過程，但另外還包括基體正方度下降、殘余奧氏體的分解等過程。（3）合金化合物從過飽和奧氏體中析出或從過飽和鐵素體析出則與有色合金固溶時效處理的相似。（舉例）馬氏體時效鋼的淬火時效馬氏體時效鋼的優點:超高強下有良好的塑性和韌性。原因：淬火強化（形成板條狀馬氏體）、時效強化成分：C003，Ni1825，含能產生時效強化的合金元素。 分類：18Ni型、20Ni型和25Ni型 18Ni型的用途：空間飛行器的部件、大負荷扭轉或彎曲的結構件、高壓容器和部分工模具組織：淬火得析條狀馬氏體 時效使合金元素在位錯處形成偏聚區 時效析出高硬度的過渡相(Ni3MoNi3Ti), 過渡相與馬氏體基體半共格。淬火時效后組織“時效馬氏體”，即在板條狀馬氏體基體上均勻地分布著高度彌散的過渡狀態金屬間化合物。7、貝氏體轉變與鋼的等溫淬火1）概述貝氏體轉變：鋼在珠光體轉變溫度的低溫一側或其以下，馬氏體轉變溫度以上的溫度范圍內