过饱和固溶体的分解(二)
(2)
θ ′′ 相
随着时效时间的延长， 随着时效时间的延长，将形成介稳相 θ ′′
主要特征：
其厚度为2～ 其厚度为 ～10nm，直径为 ～150nm，成分接近 ，直径为30～ ，成分接近CuAl2，具有正方点阵 ，
a=b=0.404nm（与基体点阵常数一致）, c=0.78nm 。 （与基体点阵常数一致）
θ ′′ 与基体呈
共格状态， 共格状态，并 产生弹性应变， 产生弹性应变， 这种共格应变 是导致合金强 是导致合金强 的重要原因。 化的重要原因。
高， 随着时效时间的延长与温度的升高，将析出介稳相 θ ′。
主要特征：
它同样具有正方点阵， 成分近似CuAl2 ，与基 它同样具有正方点阵，a=b=0.404nm, c=0.58nm,成分近似 成分近似 体半共格，优先在位错处形核。 半共格，优先在位错处形核。
θ ′′
相的加热回溶． 相的加热回溶．
主要用途：
三、沉淀方式
1、连续沉淀：沉淀过程中邻近沉淀物的母相溶质浓度连续变化。 、连续沉淀：沉淀过程中邻近沉淀物的母相溶质浓度连续变化。
主要特点： 主要特点：
当沉淀相的结构及点阵常数与母相相近时，沉淀相与母相可能形成共 当沉淀相的结构及点阵常数与母相相近时，沉淀相与母相可能形成共 半共格界面，并与母相有一定的取向关系，而且多呈现针状 条状， 针状或 格或半共格界面，并与母相有一定的取向关系，而且多呈现针状或条状， 相互按一定的交角分布． 相互按一定的交角分布． 当沉淀相与母相的结构相差较大时，它们之间的界面不共格时， 当沉淀相与母相的结构相差较大时，它们之间的界面不共格时，沉淀 相一般呈等轴状或球状，与母相无取向关系． 相一般呈等轴状或球状，与母相无取向关系． 连续沉淀过程还可能呈局部沉淀，沉淀相沿着晶界，位错及 连续沉淀过程还可能呈局部沉淀，沉淀相沿着晶界，位错及半共格孪 晶界 晶界，滑移带等处择优析出－－－因为需要的过冷度较小 等处择优析出－－－因为需要的过冷度较小． 晶界，滑移带等处择优析出－－－因为需要的过冷度较小．
（4 ）θ相
经更高温度与更延长时间的时效将析出平衡相θ. 经更高温度与更延长时间的时效将析出平衡相
主要特征：
它具有正方点阵， 非共格。 它具有正方点阵，a=b=0.606nm, c=0.487nm，与基体非共格。 ，与基体非共格
脱溶沉淀的作用
析出第二相， 析出第二相，细化晶粒
时效硬化
时效：一切有关性能随时间变化过程统称为时效过程。 时效：一切有关性能随时间变化过程统称为时效过程。 时效硬化：脱溶合金随着脱溶过程硬度升高的现象。 时效硬化：脱溶合金随着脱溶过程硬度升高的现象。 时效过程中Al-Cu 时效过程中 合金的硬度变化 如图所示， 如图所示，从图 可以看出， 可以看出，最大 强化效果是在 θ ′′ 析出阶段， 析出阶段，当 θ ′ 大量形成时， 大量形成时，硬 度开始下降。 度开始下降。
典型固态相变之【过饱和固溶体的分解】………..
第二节
脱溶沉淀的概念： 一、 脱溶沉淀的概念：
过饱和固溶体的分解
脱溶沉淀：固溶体的溶解度随温度变化，合金在高温时是单相， 脱溶沉淀：固溶体的溶解度随温度变化，合金在高温时是单相，冷却到 低温时变成不稳定的过饱和固溶体，它将会脱溶分解。 低温时变成不稳定的过饱和固溶体，它将会脱溶分解。
(b) 170°C，时效 小时 ° ，时效21小时
胞状脱溶过程说明, 胞状脱溶过程说明 Mg8%Al(AZ80)镁合金 镁合金 (a)胞状脱溶前期，170°C， 胞状脱溶前期， ° ， 胞状脱溶前期 时效15小时 时效 小时
3、沉淀过程对显微组织的影响 、
（1）连续均匀沉淀＋局部沉淀： 沉淀开始时先在晶界、滑移带局部沉淀，接着 ）连续均匀沉淀＋局部沉淀： 沉淀开始时先在晶界、滑移带局部沉淀， ；（无析出区 无析出区） 发生晶内均匀沉淀 ；（无析出区） （2）连续沉淀＋不连续沉淀： 晶内发生连续沉淀，而在晶界发生不连续沉淀， ）连续沉淀＋不连续沉淀： 晶内发生连续沉淀，而在晶界发生不连续沉淀， 随时效过程的发展，胞状组织不断扩大，同时沉淀相粗化并球化； 随时效过程的发展，胞状组织不断扩大，同时沉淀相粗化并球化； （3）不连续沉淀： 核在晶界形成后长成胞状组织，不断增大扩展至整体，与此 ）不连续沉淀： 核在晶界形成后长成胞状组织，不断增大扩展至整体， 同时，沉淀相逐步粗化并球化。 同时，沉淀相逐步粗化并球化。
二、脱溶沉淀过程
合金脱溶时遵循一定的脱溶顺序。脱溶合金析出的早期产物及 合金脱溶时遵循一定的脱溶顺序。脱溶合金析出的早期产物及过渡相 脱溶顺序 早期产物 往往与母相是共格和半共格的 通常利用这些弥散析出物使合金硬化， 往往与母相是共格和半共格的，通常利用这些弥散析出物使合金硬化，发 共格 展成所谓时效硬化合金。 展成所谓时效硬化合金。 时效硬化合金
总结： 总结：
过饱和固溶体脱溶沉淀按哪一种方式进行，主要取决于： 过饱和固溶体脱溶沉淀按哪一种方式进行，主要取决于： 固溶体的成分； ① 固溶体的成分； 过饱和程度； ② 过饱和程度； 时效规范； ③ 时效规范； 时效处理前是否施加冷加工变形。 ④ 时效处理前是否施加冷加工变形。
四、沉淀强化机制
沉淀强化是合金重要的强化手段之一，又称析出强化或时效强化。 沉淀强化是合金重要的强化手段之一，又称析出强化或时效强化。 是合金重要的强化手段之一 析出强化
本节重点内容
脱溶沉淀概念 脱溶沉淀过程 脱溶沉淀方式 脱溶沉淀对合金性能的影响
过时效
回归
有些合金时效硬化后加热到稍高的温度,短时间保温后迅速冷却 有些合金时效硬化后加热到稍高的温度 短时间保温后迅速冷却 时效硬 时效硬化后加热到稍高的温度 短时间保温后迅速冷却,时效硬 化效果基本消失,硬度和塑性基本恢复到固溶处理状态 这种现象称为 化效果基本消失 硬度和塑性基本恢复到固溶处理状态,这种现象称为”回 硬度和塑性基本恢复到固溶处理状态 这种现象称为” 归”. 例如: 合金的主要是ＧＰ区和 例如 Al-Cu合金的主要是ＧＰ区和 合金的主要是ＧＰ
生产应用：
有色金属与沉淀强化不锈钢主要的强化手段！ 有色金属与沉淀强化不锈钢主要的强化手段
合金为例 以Al-Cu合金为例 合金
各（过渡）相的结构 过渡）
（１）GP区 区 GP区是溶质原子（Cu）偏聚区 区是溶质原子（ ）偏聚区. 区是溶质原子 主要特征： 主要特征：
晶体结构与基体相同并与基体共格，呈盘状，盘面垂直于基体低弹性 晶体结构与基体相同并与基体共格，呈盘状，盘面垂直于基体低弹性 模量方向 模量方向. 方向 这个产物无法用金相显微 镜观测到， 镜观测到，在1938年有 年有 Guinier和Preston各自分 各自分 和 各自 别借助X射线检测到，所以 借助 射线检测到， 射线检测到 称这类为GP区 称这类为 区。
2、不连续沉淀（胞状脱溶）：析出相和母相之间的溶质浓度变化不连续。 、不连续沉淀（胞状脱溶）：析出相和母相之间的溶质浓度变化不连续。 ）：析出相和母相之间的溶质浓度变化不连续
主要特点： 主要特点：
常在晶界形核，一侧母相保持取向关系，具有共格或半共格界面， 常在晶界形核，一侧母相保持取向关系，具有共格或半共格界面，而 共格 界面 另一侧母相不共格．形核较为困难， 一旦成核，其生长速率很快！ 另一侧母相不共格．形核较为困难， 一旦成核，其生长速率很快！ 不共格
控制脱溶沉淀过程：
在温度为T 的单相区内均匀化 均匀化后 冷却至溶解度T 在温度为 1的单相区内均匀化后，冷却至溶解度 2 以下：沉淀相的体积分数 弥散度由冷却速度控制 体积分数和 控制． 以下：沉淀相的体积分数和弥散度由冷却速度控制． 先进行固溶处理， 急速冷却到室温， 先进行固溶处理，从T1急速冷却到室温，然后重 急速冷却到室温 新加热至两相区保温(时效 使沉淀相得以析出 新加热至两相区保温 时效)使沉淀相得以析出，沉淀 时效 使沉淀相得以析出， 相的体积分数和弥散度由时效温度和保温时间控制． 相的体积分数和弥散度由时效温度和保温时间控制． 体积分数 控制
本质上都是第二相或颗粒与位错交互作用的结果，一般认为有三种强化机理： 本质上都是第二相或颗粒与位错交互作用的结果，一般认为有三种强化机理： 第二相 交互作用的结果 三种强化机理 ①沉淀相颗粒与基体晶格错配→产生应力场，使位错移动阻力↑； 沉淀相颗粒与基体晶格错配→产生应力场，使位错移动阻力↑ 的台阶， ②位错移动切过沉淀相颗粒上，在颗粒边界上形成宽度为b的台阶，增大颗粒的表面 位错移动切过沉淀相颗粒上，在颗粒边界上形成宽度为 的台阶 需要做功； 积，需要做功； ③沉淀相颗粒强度高时，位错线难于切过颗粒，在颗粒处受阻从而留下位错环，需 沉淀相颗粒强度高时，位错线难于切过颗粒，在颗粒处受阻从而留下位错环， 要外力做功。 要外力做功。
北科大材料考研试题
（3）脱溶分解对性能的影响 脱溶分解对材料的力学性能有很大的影响，其 作用决定于脱溶相地形态、大小、数量和分布 等因素。 一般来说，均匀脱溶对性能有利，能起到明显 地强化作用，称为“时效强化”或“沉淀强 化”； 而局部脱溶，尤其是沿着晶界析出（包括不连 续脱溶导致的胞状析出），往往对性能有害， 使材料塑性下降，呈现脆化，强度也因此下降。
①成分不变协同型长大②成分不变非协同型长大 ③成分改变协同型长大 ④成分改变非协同型长大 成分不变的相变无需溶质原子扩散，晶核长大速 度仅与界面点阵重构过程有关。协同型长大原子 调整位置的过程通常可以在很短的时间内完成， 所以晶核长大速度很快；而成分不变的非协同型 长大速度则受控于界面原子调整位置的速度，即 受界面过程所控制。
（3）、屈氏体(T): 片间距约小于200nm，形成于 600 ～ 500℃温度范围内。在光学显微镜下已很难 分辨出铁素体和渗碳体片层状组织形态。电镜观 察。 注意：珠光体、索氏体、屈氏体之间无本质区别， 都是铁素体和渗碳体片层相间组织，其形成温度 也无严格界线，只是其片层厚薄和片间距不同。
（1）共格界面 如果界面上的原子同时属于两相，即两相晶格 在界面上彼此完全衔接，界面上的原子为两相 共有，便可形成共格界面。存在一定的弹性应 力场，其大小取决于相邻两相界面，原子间距 a a 的相对差值δ＝ a 。 δ越大，弹性应变能 越大。共格界面的界面能很低。 （2）半共格界面 δ 增大，为了维持界面上的原子为两相所共有， 须由一系列调配位错进行调节，形成半共格界 面。半共格界面的界面能和弹性应变能介于共 格界面和非共格界面之间。
（3）非共格界面 当δ很大时，界面处两相原子根本无法匹配，形 成非共格界面。这种界面由不规则的原子构成， 厚度约3－4个原子层，性质与大角度晶界相似， 界面能较高而弹性应变能很小。 2界面能 固－固两相界面能比液－固两相界面能高。 一部分是形成新相界面时，因化学键变化引起 的化学能，另一部分时由界面原子的不匹配产 生的点阵畸变能。 界面能：共格界面＜ 半共格界面＜ 非共格界面
金属学名词解释三
同分结晶：纯金属结晶时所结晶出的晶体与母相的化学成分完全一样，称之为同分结晶。
平衡分配系数k。：在一定温度下，固液两平衡相中的溶质浓度之比值。（k。=c固/c液）（反映了溶质组元重新分配的强弱程度）
无限固溶体：溶质能以任意比例溶入溶剂，固溶体的溶解度可达100%，这种固溶体就称为无限固溶体。
无序固溶体：溶质原子统计地或随机地分布于溶剂晶格中，他或占据着与溶剂原子等同的一些位置，或占据着溶剂原子间的间隙，看不出有什么次序性或规律性。这种固溶体叫做无序固溶体。
有序固溶体：当溶质原子按适当比例并按一定顺序和一定方向，围绕着溶剂原子分布时，这种固溶体叫有序固溶体。
共晶转变：合金系中某一定化学成分的合金在一定温度下，同时由液相中结晶出两种不同成分和不同晶体结构的固相的过程称为共晶转变。
脱溶过程：由固溶体中析出另一个固相的过程。也即过饱和固溶体的分解过程，称之为二次结晶。二次结晶析出的相称之为二次相（不易长大且较小）。
组织组成物：由于形成条件不同，合金中各相构成的晶粒将以不同的数量、形状、大小和分布等相组合，并在显微镜下可区分的部分，称为组织组成物。
有序化：当有序固溶体加热至某一临界温度时，将转变为无序固溶体，而在缓慢冷却至这一温度时，又可转变为有序固溶体。这一转变过程称为有序化。发生有序化的临界温度称为固溶体的有序化温度。
固溶强化：在固溶体中，随着溶质浓度的增加，固溶体的强度，硬度提高，而塑性，韧性有所下降，这种现象称为固溶强化。
间隙相：非金属元素与金属元素原子半径的比值小于0.59（Rx/Rm<0.59）形成简单结构的化合物，称为间隙相。
9-2扩散型相变
对于成分在极小值与拐点之间的合金C 0’，如右图所示：由于G ”(C 0’)>0,自由能-成分曲线上凹，所以一旦出现成分起伏，体系自由能将由分解前的G(C 0’)升高到G 1。
但如果能分解成为成分为C a 的α1和成分为C b 的α2两相，系统自由能G2低于分解前的自由能G(C 0’)。
此时要靠形核方式分解，但是形核要满足成分条件和形核功。
所以过饱和固溶体的分解可以分为调幅分解和形核长大两种方式。
调幅分解时新相和旧相的成分连续变化，母相中溶质原在α中的溶解度如图所示。
A、脱溶系列（如Al-Cu合金）右图为几种不同成分的Al-Cu合金在130℃的时效硬化曲线。
由图可知：（ A ）随着Cu%的↗，时效硬化效果越明显，（ B ）硬度的峰值总是与θ”+θ’并存的组织相对应，一旦θ”消失，硬度将明显下降。
rβ2β扩散一旦发生，亚平衡I被打破，如右图b所示：(2)过饱和固溶体的脱溶③不连续脱溶过饱和固溶体的不连续脱溶也叫两相式脱溶，或者胞状式脱溶。
通常在母相晶界上形核，然后呈胞状向某一相邻晶粒内生长（与珠光体相类似）。
脱溶胞状物与母相有明显界面。
如图所示：不连续沉淀脱溶反应可以写成α’(C 0)→α(C α’)+β(C β) ，其中α’相是成分为C 0的过饱和固溶体；β是的晶体结构和成分都不同于α’的平衡析出相。
胞状脱溶物中的α与母相α’成分不同，但结构相同。
片状共析组织棒状共析组织共析转变指由单一的固态母相分解为两个结构和成分不同的新相的过程。
共析转变的反应式 ：γ→α+β共析转变包括形核与长大两个过程。
但是由于共析转变在固态下进行，原子扩散速度缓慢，所以共析转变的形核与长大如图所示：(3)共析转变①共析转变的形核与长大共析体形核之后，靠原子的短程扩散，导致两相耦合。
原子的扩散主要沿着新旧两相的界面进行。
如右图所示：。
材料科学基础复习资料整理
一.名词解释塑性韧性强度弹性比功分子键（空间）点阵固溶体间隙固溶体固溶强化位错多晶体单晶体反应扩散柯肯达尔效应二次结晶共晶转变包晶转变共析转变铁素体（非）均匀形核结构起伏成分过冷过冷度加工硬化再结晶淬透性（过）时效回火脆性调幅分解二. 需掌握的知识点1. 延性断裂和脆性断裂的区分标准—断裂前有无明显塑性变形。
2. 原子核外电子分布规律遵循的三个原则。
3. 金属键、离子键、共价键、分子键的特点。
4. 混合键比例计算与电负性差的关系。
5. fcc、bcc、hcp的常见金属、一个晶胞内原子数、配位数、致密度、常见滑移系等。
6. 固态合金相分为两大类：固溶体（间隙固溶体与置换固溶体）和中间相（区别点）。
7.影响固溶体溶解度的因素。
8.间隙相和间隙化合物的区别。
9. 晶体缺陷几何特征分类-点、线、面缺陷。
10. 点缺陷的种类及其区别（肖脱基缺陷和弗兰克尔缺陷）。
11.获得过饱和点缺陷的方法及原因。
12. 各类位错运动方向与柏氏矢量、切应力、位错线的位向关系。
13. 位错的主要运动方式；常温下金属塑性变形的方式。
14. 位错的增殖机制：F-R位错增殖机制、双交滑移增殖机制的主要内容。
15.说明柏氏矢量的确定方法。
掌握利用柏氏矢量和位错线的位向关系来判断位错类型。
16.两根平行的螺型位错相遇时的相互作用情况。
17.刃型位错和螺型位错的不同点。
18. 大小角度晶界的位向差、常见类型、模型描述、能量等。
19. 扩散第一定律、第二定律的数学表达式及其字母的物理含义。
20. 体扩散的主要机制、适用对象、扩散激活能大小等；短路扩散等；反应扩散与原子扩散；多晶材料的三种扩散途径—晶内、晶界、表面扩散。
21.柯肯达尔效应的含义及说明的问题（重要意义）。
22. 上坡扩散：物质由低浓度→高浓度，说明扩散的真正原因是化学势梯度而非浓度梯度。
23. 反应扩散定义、特点、扩散层增厚速度的决定因素。
24. 影响扩散的主要因素简述及分别叙述。
西南石油大学-硕士研究生招生考试-922_材料科学基础 相关知识点
《材料科学基础》考研大纲一、试题范围1. 材料结构、扩散、界面与固态相变（35-45%）1.1 材料的结构（10-15%）目的与要求：掌握常见金属的晶体结构、离子化合物结构，了解高分子材料的结构1) 常见的晶体结构晶体化学基本原理、典型金属的晶体结构、无机化合物晶体结构重点：晶体紧密堆积原理，常见的金属和离子化合物结构类型2）固溶体和金属间化合物的晶体结构、置换固溶体及影响因素、间隙固溶体、有序固溶体重点：固溶体的类型及特点3）高分子材料结构，硅酸盐晶体结构高分子链结构、聚集态结构、硅酸盐晶体结构：岛状结构、组群状结构、链状结构、层状结构和架状结构重点：硅酸盐的晶体结构类型及特点4）非晶态固体结构及准晶体玻璃的概念、通性、结构、硅酸盐玻璃和金属玻璃、准晶体的结构模型、制备、性能与应用重点：晶体结构1.2 晶态固体中的扩散（5-10%）目的与要求：掌握扩散的宏观规律，微观机制，热力学驱动力和反应扩散1）扩散的宏观规律菲克第一定律与稳态扩散、菲克第二定律与非稳态扩散重点：菲克第一、二定律的定义及应用2）扩散的微观机制扩散机制、固态原子的无规行走及相关效应、原子跳动与扩散系数的微观表达式重点：扩散的微观机制及与宏观机制的联系3）扩散系数扩散系数与扩散激活能、扩散系数的测定及影响扩散系数的因素、本征扩散系数与互扩散系数重点：扩散系数的推导及影响因素，柯肯达尔效应4）扩散的热力学分析推动扩散原子定向迁移的“力”、菲克定律的普遍形式、上坡扩散重点：扩散热力学分析和上坡扩散5）反应扩散与离子晶体中的扩散反应扩散概念、离子晶体的缺陷、离子晶体中扩散系数的确定、离子电导率与扩散系数的关系重点：扩散规律，扩散机制，扩散热力学1.3晶态固体材料中的界面（5-10%）目的与要求：掌握表面、界面的定义、分类、性质，了解相界面的定义、分类和特点 1）晶体表面表面结构与性质、表面能与晶体的平衡外形重点：表面的定义和结构特点。
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5. fcc、bcc、hcp的常见金属、一个晶胞内原子数、配位数、致密度、常见滑移系等。
6. 固态合金相分为两大类：固溶体（间隙固溶体与置换固溶体）和中间相（区别点）。
7.影响固溶体溶解度的因素。
8.间隙相和间隙化合物的区别。
9. 晶体缺陷几何特征分类-点、线、面缺陷。
10. 点缺陷的种类及其区别（肖脱基缺陷和弗兰克尔缺陷）。
11.获得过饱和点缺陷的方法及原因。
12. 各类位错运动方向与柏氏矢量、切应力、位错线的位向关系。
13. 位错的主要运动方式；常温下金属塑性变形的方式。
14. 位错的增殖机制：F-R位错增殖机制、双交滑移增殖机制的主要内容。
15.说明柏氏矢量的确定方法。
掌握利用柏氏矢量和位错线的位向关系来判断位错类型。
16.两根平行的螺型位错相遇时的相互作用情况。
17.刃型位错和螺型位错的不同点。
18. 大小角度晶界的位向差、常见类型、模型描述、能量等。
19. 扩散第一定律、第二定律的数学表达式及其字母的物理含义。
20. 体扩散的主要机制、适用对象、扩散激活能大小等；短路扩散等；反应扩散与原子扩散；多晶材料的三种扩散途径—晶内、晶界、表面扩散。
21.柯肯达尔效应的含义及说明的问题（重要意义）。
22. 上坡扩散：物质由低浓度→高浓度，说明扩散的真正原因是化学势梯度而非浓度梯度。
23. 反应扩散定义、特点、扩散层增厚速度的决定因素。
24. 影响扩散的主要因素简述及分别叙述。
铝合金压铸件表面热处理的方法
铝合金压铸件表面热处理的方法铝合金铸件的热处理是指按某一热处理规范，控制加热温度、保温时间和冷却速度，改变合金的组织，其主要目的是：提高力学性能，增强耐腐蚀性能，改善加工性能，获得尺寸的稳定性。
铝合金铸件的热处理工艺可以分为如下四类：1。
退火处理将铝合金铸件加热到较高的温度，一般约为300℃左右，保温一定的时间后，随炉冷却到室温的工艺称为退火。
在退火过程中固溶体发生分解，第二相质点发生聚集，可以消除铸件的内应力，稳定铸件尺寸，减少变形，增大铸件的塑性。
2。
固溶处理把铸件加热到尽可能高的温度，接近于共晶体的熔点，在该温度下保持足够长的时间，并随后快速冷却，使强化组元最大限度的溶解，这种高温状态被固定保存到室温，该过程称为固溶处理。
固溶处理可以提高铸件的强度和塑性，改善合金的耐腐蚀性能。
固溶处理的效果主要取决于下列三个因素：(1)固溶处理温度。
温度越高，强化元素溶解速度越快，强化效果越好。
一般加热温度的上限低于合金开始过烧温度，而加热温度的下限应使强化组元尽可能多地溶入固溶体中。
为了获得最好的固溶强化效果，而又不便合金过烧，有时采用分级加热的办法，即在低熔点共晶温度下保温，使组元扩散溶解后，低熔点共晶不存在，再升到更高的温度进行保温和淬火。
固溶处理时，还应当注意加热的升温速度不宜过快，以免铸件发生变形和局部聚集的低熔点组织熔化而产生过烧。
固溶热处理的悴火转移时间应尽可能地短，一般应不大于15s，以免合金元素的扩散析出而降低合金的性能。
(2)保温时间。
保温时间是由强化元素的溶解速度来决定的，这取决于合金的种类、成分、组织、铸造方法和铸件的形状及壁厚。
铸造铝合金的保温时间比变形铝合金要长得多，通常由试验确定，一般的砂型铸件比同类型的金属型铸件要延长20%-25%。
(3)冷却速度。
淬火时给予铸件的冷却速度越大，使固溶体自高温状态保存下来的过饱和度也越高，从而使铸件获得高的力学性能，但同时所形成的内应力也越大，使铸件变形的可能性也越大。
热处理名词解释
金属热处理：所谓金属热处理，是借助于一定的热作用（有时兼之以机械作用、化学作用或其他作用）来人为地改变金属合金内部的组织和结构，从而获得所需要的性能的工艺操作。
均匀化退火：扩散退火，是用于消除或减少铸态合金非平衡状态的热处理。
基于回复、再结晶的退火：将冷变形后的金属加热到一定的温度，会发生回复、再结晶，变形织构也会发生变化，从而在一定程度上消除了由冷变形造成的亚稳定状态，使金属材料获得所需组织、结构和性能。
基于固态相变的退火：这是一种以固态金属合金经高温保温和冷却所发生的扩散型相变为基础的热处理。
淬火：将金属合金从固态下的高温状态以过冷或过饱和形式固定到室温，或使高温相在冷却时转变成另一种晶体结构的亚稳状态，称为淬火。
淬火过程中晶体结构不发生变化叫无多型性转变的淬火，若淬火时金属合金的晶体结构类型发生改变，则称为有多型性转变的淬火。
时效或回火：室温保持或加热使过饱和固溶体分解的热处理。
化学热处理：将热作用和化学作用有机地结合起来的一种热处理。
形变热处理：是一种将塑性变形的形变强化和热处理时的相变强化结合，使成型工艺与获得最终性能统一起来的一种综合工艺。
临界浓度：凡组元浓度大于k的合金，在该种铸造的冷却条件下均会出现非平衡过剩相。
k浓度称为临界浓度。
聚集与球化：所谓聚集就是过剩相质点粗化过程，其特征是小尺寸质点溶解而大尺寸质点长大。
球化是聚集的一种特殊形式，即非等轴的过剩相质点转变为接近于等轴的形状。
淬火效应：金属工件加热到一定温度后，浸入冷却剂（油、水等）中，经过冷却处理，工件的性能更好，更稳定。
冷变形储能：冷变形后金属的自由能增量，它是冷变形金属发生组织变化的驱动力。
回复：回复过程的本质是点缺陷运动和位错运动与重新组合。
原位再结晶：随着退火温度升高或退火时间延长，多边化和胞状亚组织形成的亚晶会通过亚晶界迁移和亚晶粒合并的方式逐渐粗化。
在一定条件下，亚晶可长到很大尺寸，这种情况称为原位再结晶。
低温退火的硬化效应：某些金属及合金在回复退火温度下，硬度、强度特别是屈服极限和弹性极限不仅不降低，反而升高，这种现象称为低温退火的硬化效应。
过饱和固溶体的分解(二)
2、不连续沉淀（胞状脱溶）：析出相和母相之间的溶质浓度变化不连续。
主要特点：
常在晶界形核，一侧母相保持取向关系，具有共格或半共格界面，而 另一侧母相不共格．形核较为困难， 一旦成核，其生长速率很快！
(b) 170°C，时效21小时
胞状脱溶过程说明, Mg8%Al(AZ80)镁合金
(a)胞状脱溶前期，170°C， 时效15小时
总结：
过饱和固溶体脱溶沉淀按哪一种方式进行，主要取决于： ① 固溶体的成分； ② 过饱和程度； ③ 时效规范； ④ 时效处理前是否施加冷加工变化手段之一，又称析出强化或时效强化。
本质上都是第二相或颗粒与位错交互作用的结果，一般认为有三种强化机理： ①沉淀相颗粒与基体晶格错配→产生应力场，使位错移动阻力↑； ②位错移动切过沉淀相颗粒上，在颗粒边界上形成宽度为b的台阶，增大颗粒的表面 积，需要做功； ③沉淀相颗粒强度高时，位错线难于切过颗粒，在颗粒处受阻从而留下位错环，需 要外力做功。
主要特征：
它具有正方点阵，a=b=0.606nm, c=0.487nm，与基体非共格。
脱溶沉淀的作用 析出第二相，细化晶粒
时效硬化
时效：一切有关性能随时间变化过程统称为时效过程。
时效硬化：脱溶合金随着脱溶过程硬度升高的现象。
时效过程中Al-Cu 合金的硬度变化 如图所示，从图 可以看出，最大
强化效果是在 析出阶段，当
本节重点内容
脱溶沉淀概念 脱溶沉淀过程 脱溶沉淀方式 脱溶沉淀对合金性能的影响
主要特点：
当沉淀相的结构及点阵常数与母相相近时，沉淀相与母相可能形成共 格或半共格界面，并与母相有一定的取向关系，而且多呈现针状或条状， 相互按一定的交角分布． 当沉淀相与母相的结构相差较大时，它们之间的界面不共格时，沉淀 相一般呈等轴状或球状，与母相无取向关系． 连续沉淀过程还可能呈局部沉淀，沉淀相沿着晶界，位错及半共格孪 晶界，滑移带等处择优析出－－－因为需要的过冷度较小．
10.2过饱和固溶体的脱溶分析
取决于时效温度和合金成分 ➢GP区的形核主要是依靠浓度起伏的均匀形核
和 ：可以由GP区演化而成，
也可以直接从固溶体中析出
：过去叫G P （Ⅱ）区，认为
它也属于晶内过程，是溶质原子有 序排列的微观区，现在倾向于是一 种过渡相，有一定的晶体结构。 四方结构：a=b=4.04A, c=7.8A 与基体保持共格 成分接近CuAl2
二、调幅分解的热力学
1、Cahn连续性模型基本特点（假设）
① 溶质原子的涨落（成分起伏）呈余弦或正弦分布
C C0 Acos 2 x
②溶质原子聚集区与母相没有清晰界面 ③由连续涨落产生浓度梯度 C 的变化
x
2、非均匀固溶体的自由能（立方晶体、各向同性介质）
G g(c) k(c)2 dV V
➢在150左右便可出现 ➢四方结构：a=b=4.04A,
c=5.8A ➢与基体保持部分共格 ➢成分接近Cu2Al3.6 ➢圆盘状 ➢与基体有一定的位向关系
➢四方结构：a=b=6.06A, c=4.78A ➢与基体形成非共格界面 ➢成分CuAl2 ➢不均匀地在晶界上形核 ➢θ出现的时候合金的硬度已经下降
①脱溶驱动力大 ②当晶界不均匀成核几率大 ③晶界扩散系数大
不连续脱溶与连续脱溶的主要区别：
①前者主要析出物在晶界上，并形成胞状物 后者主要析出物在晶内，较为均匀
②前者属短程扩散 后者属长程扩散
③前者脱溶物附近成分不连续变化 后者脱溶物附近成分连续变化
④前者伴随再结晶 后者没有再结晶
4、实例：Al-(2~4.5%Cu)
②合金从单相区进入双向区
3、类型： 脱溶
连续脱溶 不连续脱溶