沉淀硬化

沉淀硬化机理是因为金属材料中第二相粒子从过饱和固溶体里析出而引起应变，从而引起金属点阵的强化。造成最大强化是在形成可见的第二相粒子之前，这个阶段称为析出的孕育阶段。在这个阶段，要析出来形成第二相的原子，倾向于成群地堆积，它们与母相保持连续的共格联系，就在这个时候发生了最大的应变，从而产生了最大的强化。

沉淀硬化处理有两个作用。①消除马氏体的应力，增加韧性、塑性和耐蚀性。②通过析出金属间化合物而增加硬化效果。

不锈钢的沉淀硬化是复杂的热处理过程。研究发现，当沉淀硬化处理加热时，马氏体中的铝以Ni-Al金属间化合物的形式析出，析出的数量取决于反应的时间和温度。但是当析出群长到临界尺寸时，在两相之间形成了界面而与母相失去了共格关系，从而减弱了点阵的应变，降低了强度，这种现象叫“过时效现象” 。

沉淀强化仍是开发超高强度合金最有效的一种方法。它是通过析出弥散的、又能阻碍位错运动的第二相沉淀颗粒来获得强化。从1911年Wilm首次在铝合金中发现时效硬化已有近一个世纪，自那时起，沉淀强化机制和沉淀动力学就成为人们研究的课题。然而直到1940年Mott和Nabarro提出位错理论后才真正弄清楚了时效硬化的基本原理。作为此项研究的一个里程碑，Oorwan于1948年推导出了它的平衡方程，被认为是弥散强化或用不变形颗粒强化合金理论的基础。1963年Kelly和Nicholson总结了早期的沉淀硬化理论。1971年Brown和Ham总结了对沉淀机制认识的研究进展，并着重讨论了位错与沉淀物相互作用的方式。Ardell对到上世纪八十年为止的相关研究工作进行了全面总结，并着重研究了位错与颗粒相互作用和时效硬化机制的统计学问题，虽然Ardell提倡在理论上进行创新，但此后的沉淀硬化研究并不很活跃。近年来有关硬化机制的专门研究或部分研究在很大程度上仍延续过去Ardell的思路。Martin及Bratland等人对沉淀动力学的进展做了全面总结。

沉淀硬化的量化研究是一项富有挑战性的课题，因为它需要沉淀强化机制和沉淀长大/粗化动力学方面的综合知识。很多学者基于强化机制及动力学理论尝试通过电脑模拟来再现实验观测。然而近年来尚未见到理论上的创新 。

沉淀硬化（Precipitationhardening）（析出强化）是指金属在过饱和固溶体中溶质原子偏聚区和（或）由之脱溶出微粒弥散分布于基体中而导致硬化的一种热处理工艺。如奥氏体沉淀不锈钢在固溶处理后或经冷加工后，在400～500℃或700～800℃进行沉淀硬化处理，可获得很高的强度。即某些合金的过饱和固溶体在室温下放置或者将它加热到一定温度，溶质原子会在固溶点阵的一定区域内聚集或组成第二相，从而导致合金的硬度升高的现象。

沉淀硬化热处理：沉淀硬化的热处理工艺过程为固溶处理 时效处理；沉淀硬化机制为弥散强化。

沉淀硬化不锈钢是20世纪40年代由美国钢铁公司等相继开发出的钢种。其经过沉淀硬化热处理后强度高，塑性和耐蚀性优于其他不锈钢。

沉淀硬化不锈钢根据其基体的金相组织可以分为马氏体型、半奥氏体型和奥氏体型3类。

（1）马氏体型

马氏体型沉淀硬化不锈钢通常是在马氏体状态下供应，经过简单的时效处理进行沉淀硬化。马氏体沉淀硬化不锈钢的性能可以通过马氏体形成与沉淀硬化机理中的一种或两种共同作用来获得，它是沉淀硬化不锈钢中应用最广泛的钢种。

（2）半奥氏体型

半奥氏体型不锈钢的基体是奥氏体且含5%～20%的δ铁素体，硬化前通过特殊热处理，使奥氏体转变成马氏体然后进行时效处理。半奥氏体不锈钢可以加工成各种产品，但主要用于平轧薄板和带材，此沉淀硬化不锈钢在阀门产品中一般不采用。

（3）奥氏体型

奥氏体型不锈钢是在奥氏体状态下供应，这类钢极少采用 。

沉淀硬化（析出强化）：指金属在过饱和固溶体中溶质原子偏聚区和（或）由之脱溶出微粒弥散分布于基体中而导致硬化的一种热处理工艺。如奥氏体沉淀不锈钢在固溶处理后或经冷加工后，在 400～500℃ 或 700～800℃ 进行沉淀硬化处理，可获得很高的强度。 即某些合金的过饱和固溶体在室温下放置或者将它加热到一定温度，溶质原子会在固溶点阵的一定区域内聚集或组成第二相，从而导致合金的硬度升高的现象。

沉淀硬化不锈钢是铁-铬-镍合金，为了发展高强度和高韧性，通过加入AL、Ti、Nb、V、N，在时效热处理过程

按其组织形态可分为三类：沉淀硬化半奥氏体型、沉淀硬化奥氏体型不锈钢和沉淀硬化马氏体型。列入我国国家标准钢板牌号的有0Cr17Ni7A和0Cr15Ni7M02Al两种,是属于沉淀硬化半奥氏体型不锈钢。该钢的组织特点是在固溶或退火状态时具有奥氏体加体积分数为5%~20%的铁素体组织。这种钢经过系列的热处理或机械变形处理后奥氏体转变为马氏体，再通过时效析出硬化达到所需要的高强度。这种钢有很好的成形性能和良好的焊接性，可作为超高强度的材料在核工业、航空和航天工业中，得到应用。

沉淀硬化奥氏体耐热钢碳化物沉淀硬化奥氏体耐热钢

以碳化物形成元素钒、铌和钼形成的MC和M23C6型碳化物作为强化相，使用温度650℃。为保证足够高的高温强度，必须有足够高的碳化物体积分数，故这类钢的碳含量应保持在0.4%左右。代表性的中国牌号为GH36，它是一种节镍型的Fe-13Cr-8Ni-8Mn钢，并含有强化元素钼、钒和铌。其中钼主要是起固溶强化作用，钼含量约为1.4%。钒和铌含量分别约为1.4%和0.4%，王要起沉淀强化作用。GH36钢中最主要的碳化物是Vc，其中溶有部分铌和钼，随钢中钒含量增加，钢的高温强度增加，VC析出量最多时(670~750℃)与最大硬度相符，其颗粒从几个nm到20nm。第二种碳化物是M23C6，其成分为(Cr，Fe，V，Mo)23C6复合碳化物，最高形成温度为900℃。钼的溶入促进了M23C6的强化效应。第三种碳化物为NbC溶有部分钒和钼，铌虽有固溶强化作用，但过量易生成一次粗大的NbC或Nb(C，N)夹杂物，不利于钢的强化。VC和M23C6只有在相当高温度下才能溶解，所以固溶温度在1120～1140℃保温80min。时效处理采用二次时效热处理制度，即650~670℃时效14～16h后升温到770～800℃时效14~20h，然后空冷。此时钢中主要强化相为1%左右的弥散分布的VC和3%左右颗粒稍大的M23C6以及0.3%左右的难溶解的NbC或Nb(C，N)。为限制NbC或Nb(C，N)出现，应控制低的氮含量和N3gN的碳含量和不太高的氮含量，氮含量增加不仅使钢的强度低，而且持久塑性也显著下降。为改善钢的性能，加入少量铝(约0.3%)以固定氮，减少Nb(C，N)夹杂物，可以更好发挥钒和铌的强化作用。同时加入微量镁(0.003%～0.005%)可强化晶界，提高钢的持久塑性。

此外，还有铁一铬一镍一钴基的碳化物沉淀硬化型耐热钢如美国的S-590(含有0.4%碳、21%铬、20%镍、20%钴、4%钨、4%钼、4%铌)，其沉淀强化相为NbC。另一类型是借温加工来促进碳化物沉淀强化的中国耐热钢G18B(含有0．4%碳、13%铬、13%镍、10%钴、2.5%钨、2%钼、3%铌)，其沉淀强化相亦为NbC。

沉淀硬化奥氏体耐热钢金属间化合物沉淀硬化奥氏体耐热钢

以金属间化合物γ’-Ni3(Ti，A1)作为主要沉淀强化相，用于温度在650～750℃甚至更高的温度运转的燃气轮机部件。由于加入大量铁素体型强化元素如钨、钼、钛、铝和铌等，为保证基体奥氏体组织的稳定性，加入了大量的镍，其基体根据镍含量不同可分为Fe-15Cr-25Ni、Fe-15Cr-35Ni等，加入钛和铝主要是为形成γ’-Ni3(Ti，A1)金属间化合物，以便经过时效处理产生沉淀强化。图为cr15Ni25钢加入钛和铝所形成的各种金属间化合物。其中能作为沉淀强化相的是溶有钛和铝的γ’-Ni3(Ti，A1)相，长时间后γ’-Ni3(Ti，A1)相会转变成η-Ni3Ti相而出现胞状沉淀组织，使沉淀强化效果消失。一般A1/Ti小于1，铝有稳定γ’-Ni3(Ti，A1)的作用。过量的铝又会形成Ni2A1Ti和Ni(A1，Ti)相，易聚集长大，不能作为沉淀强化相。这类钢中γ’相的体积分数不超过20%，因而限制了进一步提高钢高温强度。进一步合金化还单独或同时加入钨和钼以固溶强化来提高其高温强度和使用温度。钨和钼除有形成Laves相倾向外，还可能形成σ相和μ相，使钢失去组织稳定性，甚至造成脆化效应。通过调整成分或细化晶粒减轻σ相在晶界密集程度，是保证钢在高温长期使用安全的重要措施。钼能改善由钛引起的低塑性和缺口敏感性。钢中加入晶界强化元素硼、锆、铈、镁等，其中硼含量不宜过高，否则在晶界易形成硼化物低熔点共晶而产生热脆。这些微量元素可改善钢的持久塑性和强度，消除缺口敏感性。硅作为残留元素在钢中存在，当其含量在上限时易生成Ni14Ti9Si6的G相，消耗主要强化元素钛及奥氏体形成元素镍，且G相性脆，要严格控制其生成。由于这类钢的组织稳定性较差，γ’-Ni3(Ti，A1)易生成η-Ni3Ti的不利转变和微量脆性相析出倾向，限制了钢在较高温度下的强化，只能在650～750℃的中温范围使用。

Crl5Ni25钢加入钛和铝形成的各种金属间化合物