热处理教学讲解课件-参考.ppt

1、第一节 热处理的发展史第二节 热处理的理论基础第三节 钢的热处理第四节 固溶与时效处理第四章第四章 金属材料热处理金属材料热处理 公元前六世纪，钢铁兵器逐渐被采用，为了提高钢的硬度，淬火工艺遂得到迅速发展。中国河北省易县燕下都出土的两把剑和一把戟，其显微组织中都有马氏体存在，说明是经过淬火的。第一节第一节 热处理的发展史热处理的发展史 早在公元前770前222年，中国人在生产实践中就已发现，铜铁的性能会因温度和加压变形的影响而变化。白口铸铁的柔化处理就是制造农具的重要工艺。随着淬火技术的发展，人们逐渐发现淬冷剂对淬火质量的影响。三国蜀人蒲元曾在今陕西斜谷为诸葛亮打制3000把刀，相传是派人到成

2、都取水淬火的。这说明中国在古代就注意到不同水质的冷却能力了，同时也注意了油和尿的冷却能力。中国出土的西汉(公元前206公元24)中山靖王墓中 的宝剑,心部含碳量为0.150.4%，而表面含碳量却达 0.6%以上，说明已应用了渗碳工艺。但当时作为个人“手 艺”的秘密，不肯外传，因而发展很慢。1863年，英国金相学家和地质学家展示了钢铁在显微镜下的六种不同的金相组织，证明了钢在加热和冷却时，内部会发生组织改变，钢中高温时的相在急冷时转变为一种较硬的相。法国人奥斯蒙德确立的铁的同素异构理论，以及英国人奥斯汀最早制定的铁碳相图，为现代热处理工艺初步奠定了理论基础。与此同时，人们还研究了在金属热处理的加

3、热过程中对金属的保护方法，以避免加热过程中金属的氧化和脱碳等。18501880年，对于应用各种气体(诸如氢气、煤气、一氧化碳等)进行保护加热曾有一系列专利。18891890年英国人莱克获得多种金属光亮热处理的专利。19011925年，在工业生产中应用转筒炉进行气体渗碳；30年代出现露点电位差计,使炉内气氛的碳势达到可控，以后又研究出用二氧化碳红外仪、氧探头等进一步控制炉内气氛碳势的方法；20世纪60年代以来，热处理技术运用等离子场，发展了离子渗氮、渗碳工艺；激光、电子束技术的应用，又使金属获得了新的表面热处理和化学热处理方法。在铸造、压力加工和焊接成形过程中，不可避免地存在组织缺陷。对金属材料

4、进行热处理主要源于提高其综合机械性能，符合材料在设计和制备过程中所遵循的“成分组织性能”的原则。第二节第二节 热处理的理论基础热处理的理论基础 热处理是将金属材料以一定的速度加热到预定温度并保持预定的时间，再以预定的冷却速度进行冷却的综合工艺方法。q 金属材料的强化机制 通常研究的结构材料在室温工作条件下，最需要考虑的是屈服强度和断裂强度 大部分金属材料属于塑性材料，其塑性变形是靠位错的运动而发生的，因此，任何阻止位错运动的因素都可以成为提高金属材料强度的途径。：当合金由单相固溶体构成时，随溶质原子含量的增加，其塑性变形抗力大大提高，表现为强度和硬度上升，塑性和韧性值下降。b 晶体结构中的弹性

5、交互作用、电 交互作用和化学交互作用。其中最主要的是：溶质 原子与位错的弹性交互作用阻碍了位错的运动。溶质原子与位错弹性交互作用的结果，使溶质原子趋于聚集在位错的周围，以减小点阵畸变，降低体系的能量。（它对位错有“钉扎”作用）：合金的晶粒越细小，内部的晶粒和晶界的数目就越多。细晶强化利用晶界上原子排列的不规则性，原子能量高这一特点，对材料进行强化。双晶粒的拉伸试验说明：晶界对形变有阻碍作用。在右图中，低碳钢的s 与晶粒直径平方根的倒数呈线性关系，可用下式表示：s 0+Kd1/2 HallPetch公式细晶强化理论的提出：（1）针对不同常规材料，探索抑制其晶粒长大的办法。（2）在世界范围掀起了研

6、究纳米材料的狂潮。可以实现在提高材料强度的同时，也改善材料的塑性和韧性，获得最佳的强韧性配合。：加工硬化是指金属材料随着塑性变形程度的增加，强度、硬度升高；塑性、韧性下降的现象。加工硬化（冷变形）是热处理不能强化的金属材料的主要强化方法。曲线分为三阶段1）易滑移阶段（位错少干扰）2）线性硬化阶段（位错塞积）3）抛物线硬化阶段（螺旋位错 启动，位错密度下降）加工硬化的实质：是金属塑性变形时内部产生滑移，使晶粒变形和细化亚组织，因而产生大量的位错，晶格严重畸变，内部应力增加，其宏观效应就是加工硬化。晶体结构对加工硬化曲线的影响：时效强化是指获得过饱和固溶体后，在一定温度下保温析出过渡相、第二相等而

7、实现对材料强化的方法。：通过各种工艺手段使第二相质点弥散分布，可以阻碍合金内部的位错运动，从而提高合金强度的方法。第二相一般指各种化合物质点。生产中可通过对马氏体进行回火的方法获得弥散分布 的第二相；也可通过共晶化合物进行热压力加工获得；还可通过共析反应获得；另外还可通过粉末冶金方法获得。3）4）以钢中Fe3C的形态与分布为例：a：过共析钢中，Fe3C呈连续网状分布在晶界上。塑性、强度下降。b：珠光体中，Fe3C与铁素体呈平行间隔分布。塑性、强度较高。（要求珠光体细小，片层间距小）c：共析钢或过共析钢经球化退火后，Fe3C呈颗粒 状分布在晶界上。强度下降，塑性上升，便于加工。颗粒直径第二相含量

8、（体积分数）第二相的分布状态：利用两种或两种以上的强化方法，来达到塑性金属材料强化的目的。q 固态相变：通过热处理中的加热和冷却过程使合金产生固态相变，从而合金组织发生变化，最终导致材料性能产生变化。是指固态物质在温度、压力、电场、磁场改变时，从一种组织结构会转变成另一种组织结构。材料科学研究中的固态相变主要是指温度改变而产生的相变。：1）晶体结构的变化；2）化学成分的变化；3）有序程度的变化。一种相变可同时包括一种、两种或三种变化。材料科学遇到的相变习惯上分为扩散型相变和无扩散型相变两大类。扩散型相变的特点是通过激活原子运动而产生，要求温度高，原子活动能力强。纯金属的同素异构转变、固溶体的多

9、形性转变、以及脱溶转变等均属于此类。无扩散型相变的特点是相变中原子不发生扩散、原子作有规则的近程迁移，以使点阵改组；相变中相邻原子的相互位置不变。在低温下原子不能扩散时易发生这类转变，如一些合金中的马氏体相变，某些低温进行的同素异构转变（-Co（hcp）与-Co（fcc）。：固态相变的热力学所涉及的问题主要是反应能不能进行，即新相能否形成，最根本的就是反应过程G0是否成立。与液态凝固时相比较，固态相变形核增加了一项应变能，即G VGV S VGe 式中：V为新相体积；S为新、旧相的界面积；GV和Ge分别表示形成单位体积新相时自由能和应变能；表示新、旧相界单位面积的界面能。：固态相变的动力学主要

10、讨论相变进行的速率问题，固态相变的速率是形核率和长大速率的函数，即与相变温度有关的函数。动力学除了讨论固态相变过程中的形核和晶粒长大的速率问题，还包括外界条件（温度、压力和磁场）和组分对相变过程的影响及控制相变产物的组成等内容。：固态相变的晶体学主要描述晶体中原有相与新相之间的晶体学关系，如晶体结构、点阵常数等，分析新相形成的原子迁移过程。钢铁材料热处理是通过加热、保温和冷却方式借以改变合金的组织与性能的一种工艺方法，其基本内容包括热处理原理及热处理工艺两大方面。第三节第三节 钢的热处理钢的热处理 钢铁材料的强韧化重要有两个途径：一是对钢铁材料实施热处理；二是通过调整钢的化学成分，加入合金元素

11、（亦即钢的合金化原理），以改善钢的性能。q 钢的热处理原理 钢 在 加 热时，实际转变温度往往要偏离平衡的临界温度，冷却时也是如此。随着加热和冷却速度的增加，滞后现象将越加严重。通常把加热时的临界温度标以字母“C”，如AC1、AC3、ACm等；把冷却时的临界温度标以字母“r”，如Ar1、Ar3、Arm等。钢在加热时奥氏体的形成过程又称为。以共析钢的奥氏体形成过程为例。铁素体全部消失以后，仍有部分剩余渗碳体未溶解，随着时间的延长，这些剩余渗碳体不断地溶入到奥氏体中去，直至全部消失。奥氏体的晶核优先在铁素体与渗碳体的界面上形成。奥氏体晶核形成以后，依靠铁、碳原子的扩散，使铁素体不断向奥氏体转变和渗

12、碳体不断溶入到奥氏体中去而进行的。渗碳体全部溶解完毕时，奥氏体的成分是不均匀的，只有延长保温时间，通过碳原子的扩散才能获得均匀化的奥氏体。AAFPFACAC31ACFeACFePcmACAC331 晶粒大小广泛采用的是与标准金相图片（标准评级图）相比较的方法来评定晶粒大小的级别。通常将晶粒大小分为8级，1级最粗，8级最细。通常14级为粗晶粒度，58级为细晶粒度。加热温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒越粗大，因为这与原子扩散密切相关。合金元素Ti、Zr、V、Nb、Al等，当其形成弥散稳定的碳化物和氮化物时，由于分布在晶界上，因而阻碍晶界的迁移，阻止奥氏体晶粒长大，有利于得到细晶粒钢。Mn和P是促

13、进奥氏体晶粒长大的元素。加热速度越快，过热度越大，奥氏体实际形成温度越高，可获得细小的起始晶粒。碳全部溶于奥氏体时，随奥氏体中含碳量的增加，晶粒长大倾向增大。热处理时常用的冷却方式有两种：一是等温冷却（常用于理论研究）；二是连续冷却（常用于生产）。通常将处于A1以下温度尚未发生转变的奥氏体称为。钢在冷却时的组织转变实质上是过冷奥氏体的组织转变。首先将若干薄圆片状试样放入锡熔炉中，在高于共析温度的条件下进行奥氏体化；（b）将上述奥氏体化后的试样迅速放入另一锡熔炉保温，炉温低于共析温度；（c）依据试样保温时间的差异，分别从炉中取出试样，置于水中快冷；（d）磨制金相试样，并观察显微组织。在不同温度重

14、复上述等温转变试验，可根据试验结果绘制出奥氏体钢的等温冷却曲线。曲线的左边一条线为过冷奥氏体转变开始线；右边一条线为过冷奥氏体转变终了线。该曲线下部还有两条水平线，分别表示奥氏体向马氏体转变的开始温度Ms线和转变结束温度Mf线。在C曲线中，在不同过冷奥氏体开始出现组织转变的时间不同，这段时间称为“孕育期”。其中，以C曲线最突出处（凸点）所对应的温度孕育期最短。过冷奥氏体等温冷却曲线形似“C”字，故俗称C曲线，反应了“温度时间转变量”的关系，所以C曲线又称为TTT图（Temperature-TimeTransformation Diagram）。注：w（c）1.0时形成片状马氏体，HRC：646

15、6；w（c）0.2时形成板状马氏体，HRC：3050。非共析钢的C曲线与共析钢的C曲线不同。区别在于：亚共析钢曲线左移，在其上方多了一条过冷奥氏体转变为铁素体的转变开始线；过共析钢曲线右移，在其上方多了一条过冷奥氏体析出二次渗碳体的开始线。C曲线（TTT图）反应了过冷奥氏体等温转变的全貌，但在实际生产中，钢的热处理大多是采用连续冷却，因此，测出奥氏体的连续冷却曲线，即CCT图（右图阴影部分），有很大的现实意义。是指使奥氏体在冷却过程中直接转变成马氏体而不发生其它转变的最小冷却速度，即临界淬火速度。q 钢的普通热处理 将钢加热到一定温度进行保温，缓冷至600以下，再空冷至室温的热处理工艺。正火将

16、钢加热到AC3以上温度并保温，出炉空冷至室温的热处理工艺。由于正火比退火加热温度略高，冷却速度大，故珠光体的分散度大，先共析铁素体的数量少，因而正火后强度、硬度较高。用正火作为性能要求的一般结构件的最终热处理。亚共析钢采用正火来调整硬度，改切削加工性能。过共析钢的正火可消除网状碳化物。淬火是将钢加热到AC1或 AC3以上温度并保温，出炉快速冷却，使奥氏体转变成为马氏体的热处理工艺。经过退火或正火的工件只能获得一般的强度和硬度，对于许多需要高强度、高耐磨条件下工作的零件则必须淬火与回火处理。通过加热使钢具有奥氏体组织；冷却速度超过临界冷却速度；（在MsMf温度范围使过冷奥氏体发生马氏体转变。当奥

17、氏体过冷到MS点时，首先在晶粒内的某些晶面上生成马氏体晶核，并迅速长大；马氏体转变不依靠已形成马氏体晶体的长大，而且依靠出现新的马氏体晶核，即马氏体形成与t保无关。奥氏体常常不能完全转变成马氏体主要源于生产上冷却温度没有真正达到Mf点。马氏体有两种基本形态：板条马氏体和片状马氏体。基本上形成板条状马氏体（也称低碳马氏体），板条马氏体内有高密度的位错缠结的亚结构，又称为位错马氏体。形成片状马氏体（针状马氏体），片状马氏体内部的亚结构主要是孪晶。因此，片状马氏体又称为孪晶马氏体。形成上述两种马氏体的混合组织，含碳量越高，条状马氏体量越少而片状马氏体量越多。马氏体的塑性和韧性主要取决于它的亚结构。在

18、相同屈服强度条件下，板条（位错）型马氏体比片状（孪晶）型马氏体的韧性好得多。马氏体的硬度主要取决于马氏体的含碳量，通常情况是随含碳量的增加而升高。马氏体转变是典型的无扩散性相变。马氏体是碳在Fe中的过饱和固溶体，具有非常高的强度和硬度所以，马氏体转变是强化金属的重要途径之一。将钢加热到Ac1或Ac3以上，保温一定时间，然后快速冷却以获得马氏体组织的热处理工艺称为淬火。淬火加热温度的选择应以得到细而均匀的奥氏体晶粒为原则，以便冷却后获得细小的马氏体组织。亚共析钢的淬火加热温度通常为Ac3以上3050；过共析钢的淬火加热温度通常为Ac1以上3050。淬火保温时间主要根据钢的成分特点、加热介质和零件

19、尺寸来确定。含碳量越高，含合金元素越多，导热性越差，则保温时间就越长；零件尺寸越大，保温时间越长；生产中常根据经验确定保温时间；为保证获得马氏体组织，要求V冷却V临界；（b）为保证零件不因淬火应力而开裂，要求V冷却不应太 大，应该选择合适的冷却介质。主要用于形状简单、截面较大的碳钢零件的淬火。：一般用作合金钢和某些小型复杂碳素钢件的淬火。：为了减少零件淬火时的变形，盐浴也常用作淬火 介质，主要用于分级淬火和等温淬火。采用有机物和无机物等配制而成的水溶性聚合物淬火介质，和淬火油改性添加剂，由于冷却能力可调整，使用中介质浓度可简便测定，有减少变形、防止淬裂，不锈蚀、免清洗、无味、无烟雾、不着火，使

20、用温度高，环保、少无污染，正常消耗是传统油淬火的40%等特点，因而在国外已普及推广应用。但我国仍普遍采用通用的矿物油，一定比例的氯化钠水溶液、碱溶液及硝盐溶液为冷却介质。因而造成严重的污染。为了保证获得所需淬火组织，又要防止变形和开裂，必须采用已有的淬火介质再配以各种冷却方法才能解决。通常的淬火方法包括单液淬火、双液淬火、分级淬火和等温淬火等，如图所示。钢的淬透性是指钢在淬火时获得马氏体的能力。其大小通常用规定条件下淬火获得淬透层的深度（又称有效淬硬深度）的距离作为淬透层深度。生产中也常用临界淬火直径表示钢的淬透性。所谓临界淬火直径，是指圆棒试样在某介质中淬火时所能得到的最大淬透直径（即心部被

21、淬成半马氏体的最大直径），用Do表示。在相同冷却条件下，Do越大，钢的淬透性越好。淬透性的应用：（1）淬透性大的工件易淬透，组织和性能均匀一致；（2）淬火性大的工件在淬火时，可选用冷却能力较小的 淬火介质以减小淬火应力。（3）对受力大而复杂的工件，为确保组织性能均匀一致，可选用淬透性大的钢。（4）当要求工件表面硬度高，而心部韧性好时，可选用 低淬透性钢。是指淬火后马氏体所能达到的最高硬度，淬硬性主要决定于马氏体的碳含量。回火是把淬火后的钢件，重新加热到A1以下某一温度，经保温后空冷至室温的热处理工艺。淬火钢件经回火可以减少或消除淬火应力，稳定组织，提高钢的塑性和韧性，从而使钢的强度、硬度和塑性

22、、韧性得到适当配合，以满足不同工件的性能要求。：马氏体中的过饱和碳原子析出，形成碳化物FexC，得到回火马氏体组织。：马氏体继续分解，同时残余奥氏体转变为过饱和固溶体与碳化物，得到回火马氏体组织。：马氏体继续分解，碳原子继续析出使过饱和固溶体转变为铁素体；回火马氏体中的FexC 转变为稳定的粒状渗碳体，得到铁素体和极细渗碳体的机械混合物，即回火屈氏体。：碳化物聚集长大，温度越高碳化物越大，得到粒状碳化物与铁素体的机械混合物，即回火索氏体。回火的目的是降低应力和脆性，获得回火马氏体组织，使钢具有高的硬度、强度和耐磨性。低温回火一般用来处理要求高硬度和高耐磨性的工件，如刀具、量具、滚动轴承和渗碳件

23、等。（HRC60）1）低温回火（150250）2）中温回火（350500）回火的目的是获得回火屈氏体，具备高的弹性极限和韧性，并保持一定的硬度，主要用于各种弹簧，锻模、压铸模等模具。（35HRC45）3）高温回火（500650）回火的目的是具备良好的综合机械性能（较高的强度、塑性、韧性），得到回火索氏体组织。一般把淬火加高温回火的热处理称为“调质处理”。适用于中碳结构钢制作的曲轴、连杆、连杆螺栓、汽车拖拉机半轴、机床主轴 及 齿 轮 等 重 要 机 器 零 件。（28HRC33）需要指出，有些钢在250400和450650的范围内回火时，其冲击韧性比在较低温度回火时还显著下降，这种脆化现象称为

24、回火脆性。在250400回火时出现的脆性称为低温回火脆性，又叫第一类回火脆性；而在450650温度范围内回火时出现的脆性称为高温回火脆性，也叫第二类回火脆性。为防止低温回火脆性，通常的办法是避免在脆化温度范围内回火。防止高温回火脆性的方法是加热后快冷。q 钢的表面热处理 表面淬火是将工件表面快速加热到淬火温度，然后迅速冷却，仅使表面层获得淬火组织，而心部仍保持淬火前组织的热处理方法。火焰表面淬火是氧炔焰等高温热源将工件表面许速加热到形变温度以上，然后立即进行低温回火，或利用工件内部余热自身回火。这种方法可获得26mm的淬透深度，设备简单，成本低，适于单件或小批量生产。感应加热表面淬火的特点：淬

25、火温度高于一般淬火温度。淬火后马氏体晶粒细化，表层硬度比普通淬火高23HRC。表层存在很大的残余压应力。不易产生变形和氧化脱碳。易于实现机械化与自动化。感应加热淬火后，为了减小淬火应力和降低脆性，需进行170200低温回火。感应加热是利用电磁感应原理，表层感应电流密度大，温度高；心部几乎不受热。钢的化学热处理是指将工件放在一定温度的活性介质中保温，使介质中分解出的一种或几种元素的活性原子被钢件表面吸附并向表层扩散，从而改变其表层化学成分、组织和性能的一种热处理工艺方法。基本过程：钢件加热时，化学介质分解出渗入元素的活性原子；活性原子被钢件表面吸附和溶解；原子由表面向内部扩散，形成一定的扩散层。

26、将钢放入渗碳的介质中加热并保温，使活性碳原子渗入钢的表层的工艺称为渗碳。其目的是通过渗碳及随后的淬火和低温回火，使表面获得高碳回火马氏体，具有高硬度、耐磨性和抗疲劳性能；而心部为低碳回火马氏体或索氏体，具有一定的强度和良好的韧性配合。气体渗碳示意图1）渗碳方法 渗碳方法有气体渗碳、固体渗碳和液体渗碳。目前广泛应用的是气体渗碳法。2）渗碳后的组织 常用于渗碳的钢为低碳钢和低碳合金钢，如15、20、20Cr、20CrMnTi、12CrNi3等。渗碳后缓冷组织自表面至心部依次为：过共析组织（珠光体+碳化物）、共析组织（珠光体）、亚共析组织（珠光体+铁素体）的过渡区，直至心部的原始组织。3）渗碳后的热

27、处理 渗碳后的热处理方法有：直接淬火法、一次淬火法和二次淬火法。渗碳后的淬火和低温回火示意图 渗氮俗称氮化，是指在一定温度下使活性氮原子渗入工件表面，在钢件表面获得一定深度的富氮硬化层的热处理工艺。其目的是提高零件表面硬度、耐磨性、疲劳强度、热硬性和耐蚀性等。常用的渗氮方法有气体渗氮、离子渗氮、氮碳共渗（软氮化）等。生产中应用较多的是气体渗氮。1）渗氮方法2）渗氮后的组织 3）渗氮后的钢件性能 氮化层HRC为6973，在600650有较高红硬性；一般，T渗氮T渗碳，无需进一步热处理，渗氮层各性 能均优于渗碳层，工件不易变形；氮化层比碳化层薄且脆；且t渗氮t渗碳，生产效率低。为提高工件心部强韧性

28、，需在渗氮前进行调质处理。碳氮共渗新介质的研制是金属热处理研究的一个重要领域。早期使用的NaCN等氰盐均有剧毒，现已禁用。新一代碳氮共渗介质往往同时考虑工艺性能和环保两方面的因素。常用的介质是煤气和氨气的混合物。碳氮共渗是同时向钢件表面渗入碳和氮原子的化学热处理工艺，也俗称为氰化。碳氮共渗零件的性能介于渗碳与渗氮零件之间。q 钢的热处理新工艺介绍 利用可控气氛，即通过精确计量和微机控制技术对炉内的气体组分加以控制。如含碳液体或气体的分解和裂解的碳浓度的控制。目前钢和钛合金已在热处理中大量利用保护涂料来避免工件氧化。涂料由Al2O3、SiO2、SiC和其他金属氧化物以及液态粘结剂配置而成。在真空

29、炉中受真空气氛保护，可防止工件氧化、减小变形；但容易引起元素挥发。适于中小型零件的处理。目前，实际生产中还采用以下先进工艺：利用高能量密度对零件作超高速加热，然后自激淬火，具有不氧化、不脱碳、变形小、表面光洁，提高硬度、耐磨性和疲劳强度等的高频和超高频脉冲热处理和激光热处理以及电子束热处理。强韧化处理是指同时提高钢件强度和韧性的热处理。1）提高淬火加热温度 促进奥氏体中碳的均匀化，以保证淬火后获得板状马氏体（低碳马氏体）。2）快速短时低温加热淬火 减少碳化物在奥氏体中的溶解，使高碳钢中的奥氏体处于亚共析成分（低碳）。3）锻造余热淬火 将高温锻件直接淬火可得到细晶粒板状马氏体。超细化处理是指将钢

30、在一定的温度条件下，通过数次快速加热和冷却等方法以获得极细组织，从而达到强韧化的目的。复合组织主要是指淬火马氏体和少量铁素体或下贝氏体（或残余奥氏体）的机械混合物。复合组织可通过调整热处理工艺获得，它的硬度稍低，但韧性大幅提高。离子轰击热处理：在真空气氛下，将含C、N、S等离子束高速轰击到工件表面，工件迅速受热升温至碳化或氮化温度，同时原子进入工件表面形成渗碳层或渗氮层等。离子轰击热处理示意图如右图所示 形变热处理是指将变形强化和热处理强化结合起来的工艺方法。形变热处理工艺示意图第四节第四节 固溶与时效处理固溶与时效处理 固溶时效处理是有色金属材料如铝合金、钛合金、高温合金，以及少量钢铁材料如

31、不锈钢以及耐热钢等的最重要的强化处理手段。待处理的有色金属铸件q 固溶时效强化的基本原理及步骤 单独靠固溶作用对合金的强化作用是很有限的，另一种更为有效的强化方式就是合金的固溶（淬火）处理+时效热处理。固溶时效强化示意图 将合金通过加热到固溶线以上、固相线以下温度保温，获得成分均匀的固溶体组织。将固溶处理好的工件快冷到较低温度，得到过饱和单相固溶体。（与钢淬火组织不同）使过饱和固溶体析出细小弥散沉淀相的过程。自然时效：室温下时效；人工时效：在高于室温（固溶温度与室温之差的15到25）进行时效。（1）沉淀强化相是硬度高的质点；（2）加入铝中的合金元素应有较高的极限固溶度，且其随 温度降低而显著减

32、小；（3）淬火后形成的过饱和固溶体在时效过程中能析出均匀，弥散的共格或半共格的亚稳相，基体中能形成强烈的 应变场。脱溶（或沉淀）是指：从过饱和固溶体中析出一个成分不同的新相或溶质原子富集的亚稳区过渡相的过程，属于固态相变的范畴。凡是有固溶度变化的相图，从单相区进行两相区时都会发生脱溶沉淀。随着时效时间的延长，将发生下列析出过程（析出序列）：GP区 /其中 GP区、/、/为亚稳定相。（/也可称为GP2区）以AlCu合金为例：（1）G.P区G.P区的发现：1938年，A.Guinier和G.D.Prestor用X射线结构分析方法各自独立发现，AlCu合金单晶体自然时效时在基体的100面上偏聚了一些

33、铜原子，构成了富铜的碟状薄片（约含铜90）。为纪念这两位发现者，将这种两维原子偏聚区命名为G.P区。现在人们把其他合金中的偏聚区也成为G.P区。G.P区的形状与尺寸：在电子显微镜下观察呈圆盘状，直径约为8nm，厚度约为0.30.6nm。G.P区的晶体结构与界面：Wcu为0.90时，是溶质原子富集区，它在母相的100晶面上形成，点阵与基体相相同（fcc）并与相完全共格。G.P区形成的原因：G.P区的形核是均匀分布的，其形核率与晶体中非均匀分布的位错无关，而强烈依赖于淬火所保留下来的空位浓度（因为空位能帮助溶质原子迁移）。凡是能增加空位浓度的因素均能促进G.P区的形成。例如：固溶温度越高，冷却速度

34、越快，则淬火后固溶体保留的空位就越多，有利于增加G.P区的数量并使其尺寸减小。（2）过渡相:过渡相的形状与尺寸：Al-Cu合金中有和两种过渡相。呈圆片状或碟形，直径为30nm，厚度为2nm。而是光学显微镜下观察到的第一个脱溶产物，也呈圆片状或碟形，尺寸为100nm数量级。过渡相的晶体结构与界面：过渡相往往与基体共格或部分共格，且有一定的结晶学位向关系。由于过渡相与基体之间的结构存在差异，因而其形核功较大。为了降低应变能和界面能，过渡相往往会在位错，小角晶界、层错以及空位团等处不均匀形核。因此，其形核速率将受材料中位错密度的影响。此外，过渡相还可能在G.P区中形核。相为正方点阵：ab0.404n

35、m，c0.768nm，相基本是均匀形核，分布均匀且与基体完全共格，它与基体的位向关系为100/100基体。与G.P区相比，在相周围会产生更大的共格应变，故其强化效果也比G.P区大。相为正方点阵：ab0.404nm，c0.58nm，它与基体部分共格，与基体的位向关系为100/100基体。相的具体成分为Cu2Al3.6，很接近于平衡相（CuAl2）。（3）平衡相：也是正方点阵：ab0.905nm，c0.486nm，一般与基体不共格，但亦存在一定的结晶学位向关系，其界面能高，形核功也高。为减小形核功，往往在晶界处形核，所以平衡相形核 是不均匀的。共析钢和铝合金淬火时的组织变化示意图时效时间与强度的关系