金屬熱處理原理-8

金屬熱處理原理南京航空航天大學(xué)材料科學(xué)與技術(shù)學(xué)院第八章析出與時(shí)效前言Lαα+βL+αMNB%→溫度→兩組元合金，B在A中的固溶度有限。如果將該合金緩慢冷卻到固溶度曲線MN以下，則α相中將析出β相，得到平衡態(tài)的α+β雙相組織。當(dāng)合金具有該組織時(shí)，通常其強(qiáng)度和硬度是比較低的。前言如果把該合金加熱到固溶曲線以上并保溫足夠的時(shí)間，使溶質(zhì)B充分溶入α相中，然后快速冷卻，加熱固溶淬火過飽和時(shí)效析出抑制B的析出而在室溫下獲得過飽和固溶體，這種熱處理方法稱為固溶處理或固溶淬火。過飽和固溶體在熱力學(xué)上不穩(wěn)定，有自發(fā)析出溶質(zhì)元素的趨勢。前言

析出（Precipitation）是指某些合金的過飽和固溶體在室溫放置或?qū)⑺訜岬揭欢囟龋苜|(zhì)原子在固溶體點(diǎn)陣中的一定區(qū)域內(nèi)聚集或組成第二相的現(xiàn)象。加熱固溶淬火過飽和時(shí)效析出前言

析出是固溶處理的逆過程。析出物又稱第二相，以區(qū)別于基體相（飽和固溶體）。在析出過程中，合金的力學(xué)、物理及化學(xué)性能等都隨之發(fā)生變化，這種現(xiàn)象稱為時(shí)效。一般情況下，合金的強(qiáng)度和硬度會(huì)逐漸增高，這種現(xiàn)象稱時(shí)效硬化，或沉淀硬化/沉淀強(qiáng)化。前言能夠發(fā)生時(shí)效現(xiàn)象的合金稱時(shí)效合金，成為時(shí)效合金的基本條件是：①能形成有限固溶體；②其固溶度隨著溫度的降低而減小。

時(shí)效硬化具有重要的實(shí)際應(yīng)用價(jià)值，工業(yè)上廣泛采用的時(shí)效合金如硬鋁（Al-Cu-Mg系合金）、沉淀硬化不銹鋼等，都是為達(dá)到這一目的而設(shè)計(jì)出來的。前言

時(shí)效處理如采用在室溫下放置的方式進(jìn)行，稱為自然時(shí)效；如采用加熱到一定溫度下進(jìn)行的方式，則稱為人工時(shí)效。Lαα+βL+α加熱固溶處理速冷自然時(shí)效人工時(shí)效MNB%→時(shí)間→溫度→

合金的析出過程的機(jī)理有兩種：成核與長大型；單純擴(kuò)散的調(diào)幅分解（Spinodaldecomposition）型。前言前言本章學(xué)習(xí)重點(diǎn)：析出過程與第二相的形態(tài)；析出過程性能的變化；影響析出過程的因素；調(diào)幅分解。本章學(xué)習(xí)難點(diǎn)：析出過程與亞平衡相圖；調(diào)幅分解。第一節(jié)析出過程的熱力學(xué)析出物的晶體結(jié)構(gòu)與母相相同，僅成分與母相不同；析出物不僅成分與母相不同，其晶體結(jié)構(gòu)也與母相不同。

成核與長大型析出有兩類情況：第一節(jié)析出過程的熱力學(xué)析出物和母相在成分和晶體結(jié)構(gòu)均不同，所產(chǎn)生的時(shí)效更為顯著，因而對(duì)于時(shí)效合金而言，后者更具有實(shí)際意義。第一節(jié)析出過程的熱力學(xué)Lαα+AxByAxByGAGAxByaAa’αα+ββLBGAGBGαGβG1G2G1’G2’abAa’b’t→G→t1析出物成分、晶體結(jié)構(gòu)與母相均不同的合金的平衡相圖以及在某一溫度t1的自由能-成分曲線如下圖，左為形成組元A為溶劑的有限固溶體α和B為溶劑的β,即兩種端際固溶體；右為形成組元A為溶劑的有限固溶體α和金屬化合物AxBy，即一種端際固溶體和一種中間相。Lαα+AxByAxByGAGAxByaAa’αα+ββLBGAGBGαGβG1G2G1’G2’abAa’b’t→G→t1第一節(jié)析出過程的熱力學(xué)由自由能-成分曲線可以看出，成分在a’~b’范圍內(nèi)的合金在溫度t1時(shí)單相α或β由于自由能較高而處于不穩(wěn)定狀態(tài)，將自發(fā)地析出第二相，而由α與β組成的混合物才是穩(wěn)定的。此時(shí)兩種固溶體的成分可由“公切線法則”予以確定。第一節(jié)析出過程的熱力學(xué)Lαα+AxByAxByGAGAxByaAa’αα+ββLBGAGBGαGβG1G2G1’G2’abAa’b’t→G→t1對(duì)于固溶體中析出第二相，臨界晶核半徑與臨界形核功也是隨體積自由能差值的增大而減小。由圖可知，在溫度t1時(shí)，含溶質(zhì)元素較多的合金的體積自由能差值較大，如G1’-G2’＞G1-G2。αα+βB%→溫度→AC1C0t1第一節(jié)析出過程的熱力學(xué)因此，在時(shí)效溫度相同的情況下，隨著固溶體過飽和度的增加，析出物的臨界晶核尺寸是減小的；在溶質(zhì)元素含量相等的情況下，隨時(shí)效溫度的降低，析出物的臨界晶核尺寸也是減小的，這是因?yàn)楣倘荏w的過飽和度增加的緣故。第二節(jié)析出過程與析出物的結(jié)構(gòu)第二節(jié)析出過程與析出物的結(jié)構(gòu)一、實(shí)際析出過程平衡析出過程可表達(dá)為：過飽和固溶體飽和固溶體+析出物

實(shí)際析出過程中，在穩(wěn)定態(tài)的析出相之前，往往要經(jīng)過幾個(gè)過渡階段：典型的如Al-Cu系合金：α相（Al基過飽和固溶體）→G.P.區(qū)→θ″相→θ′相→θ相（平衡相CuAl2）。

G.P.區(qū)是溶質(zhì)原子聚集區(qū)，其點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)與過飽和固溶體完全相同（故稱其為“區(qū)”而不是當(dāng)作“相”看待），且二者是完全共格的。

G.P.區(qū)是由法國科學(xué)家Guinier和英國科學(xué)家Preston分別采用回?cái)[晶體法和勞厄法研究Al-Cu系合金單晶體的時(shí)效時(shí)獨(dú)立發(fā)現(xiàn)的，故被命名為Guinier-Preston區(qū)。后來用透射電鏡證實(shí)了G.P.區(qū)的存在。第二節(jié)析出過程與析出物的結(jié)構(gòu)

θ′相和θ″相都是亞穩(wěn)定的過渡相。θ″相與過飽和固溶體也是完全共格的，而θ′相與過飽和固溶體是部分共格。過渡相具有一定的化學(xué)成分，其晶體結(jié)構(gòu)與平衡相尚有差異，從過飽和固溶體到平衡相析出物的結(jié)構(gòu)變化是由它們來過渡的。第二節(jié)析出過程與析出物的結(jié)構(gòu)合金系析出過程的各個(gè)階段Al-CuG.P.區(qū)→θ″→θ′→θ（CuAl2）Al-AgG.P.區(qū)→γ′→γ（AlAg2）Al-MgG.P.區(qū)→β′→β（Al3Mg2）Al-Cu-MgG.P.區(qū)→S′→S（Al2CuMg）Al-Cu-Mg-Fe-NiG.P.區(qū)→S′→S（Al2CuMg）Al-Mg-SiG.P.區(qū)→β′→β（Mg2Si）Al-Zn-MgG.P.區(qū)→η′→η（MgZn2）→T（Al2MgZn3）Al-Zn-Mg-CuG.P.區(qū)→η′→η（MgAl2）Cu-BeG.P.區(qū)→γ′→γ（CuBe

）一些合金析出過程的各個(gè)階段η第二節(jié)析出過程與析出物的結(jié)構(gòu)LL+ααθθ′θ″G·P.Al24200400600t

/℃Cu/%為了準(zhǔn)確反映出實(shí)際析出過程中的相結(jié)構(gòu)變化，可繪制出亞平衡相圖。如圖是Al-Cu系合金平衡相圖和亞平衡相圖的疊加，即所謂的雙重相圖，合金時(shí)效后重新加熱到四條固溶度曲線以上溫度后將發(fā)生G.P.區(qū)、θ″相、θ′相和θ相的完全溶解。第二節(jié)析出過程與析出物的結(jié)構(gòu)第二節(jié)析出過程與析出物的結(jié)構(gòu)()自由能G

→從相變驅(qū)動(dòng)力來看，形成G.P.區(qū)的驅(qū)動(dòng)力最小，析出過渡相次之，而析出平衡相時(shí)的驅(qū)動(dòng)力最大。

→先形成G.P.區(qū)而后形成過渡相和平衡相θ，Way?之所以先形成G.P.區(qū)而后形成過渡相和平衡相θ，是由于G.P.區(qū)與基體相完全共格，所需克服的界面能較小，而θ相與基體相非共格；而G.P.區(qū)的尺寸在開始形成時(shí)是很小的，故形核的彈性應(yīng)變能也是非常小的。另一方面，G.P.區(qū)與基體濃度差最小，容易通過擴(kuò)散來形核和長大。

—形成G.P.區(qū)的相變阻力遠(yuǎn)小于形成平衡相。第二節(jié)析出過程與析出物的結(jié)構(gòu)二、析出物的形狀

析出物的形狀對(duì)合金時(shí)效后的性能有一定影響。析出物的形狀一般四種：薄片（圓盤）狀、球狀、立方體狀和針狀。析出物的形狀取決于兩個(gè)因素：界面能和應(yīng)變能，即使二者趨于最小值。界面能趨于最小→析出物力圖成為等軸狀，或在所有平面都具有最小表面張力的多面體形。應(yīng)變能趨于最小→析出物力圖成為薄片狀。第二節(jié)析出過程與析出物的結(jié)構(gòu)盤狀針狀1.00.750.50.25012應(yīng)變能ωc/a球狀

在析出非共格析出物的條件下，假定析出時(shí)所發(fā)生的彈性應(yīng)變都集中于基體中，則形成球狀（c/a=1）析出物時(shí)，基體所發(fā)生的應(yīng)變能最大；形成圓盤狀（c/a＜＜1）析出物時(shí)，應(yīng)變能最?。恍纬舍槧睿╟/a＞＞1）析出物時(shí)，應(yīng)變能介于二者之間。第二節(jié)析出過程與析出物的結(jié)構(gòu)

因此，界面能和應(yīng)變能趨于最小值對(duì)析出物的形狀的要求是矛盾的。哪個(gè)因素占主導(dǎo)地位就決定了析出物的形狀。

若析出物是共格或部分共格的，當(dāng)r溶劑-r溶質(zhì)≤3%時(shí)，析出時(shí)發(fā)生的應(yīng)變能相對(duì)較小，而界面能較大，故析出物的形狀主要取決于界面能趨于最小的要求，應(yīng)呈球狀。第二節(jié)析出過程與析出物的結(jié)構(gòu)合金系原子半徑差/%G.P.區(qū)形狀A(yù)l-Ag+0.7球狀A(yù)l-Zn-1.9AL-Zn-Mg+2.6Cu-Co-2.8Fe-Cu+0.4Al-Mg-Si+2.5針狀A(yù)l-Cu-Mg-6.5Al-Cu-11.8圓盤狀Cu-Be-8.8Fe-Au+13.8不同合金系的G.P.區(qū)形狀當(dāng)r溶劑-r溶質(zhì)＞5%時(shí)，彈性應(yīng)變能相對(duì)較大而占主導(dǎo)地位，故析出物呈薄片狀。析出物為針狀時(shí)表明所產(chǎn)生的界面能和彈性應(yīng)變能均起到重要作用。第二節(jié)析出過程與析出物的結(jié)構(gòu)三、G.P.區(qū)的結(jié)構(gòu)與形成d0d0d0d0d0d1d2d3d4d5Al原子Cu原子Al-Cu合金系的G.P.區(qū)模型[001][010]

Guinier和Preston提出的Al-Cu合金系的G.P.區(qū)模型（右半部分）如右。Cu與Al的原子半徑相差達(dá)-11.8%，使Cu原子層形成時(shí)所發(fā)生的彈性應(yīng)變能較大，故G.P.區(qū)呈薄片狀。第二節(jié)析出過程與析出物的結(jié)構(gòu)Al-Ag合金系的G.P.區(qū)模型

Al-Ag和Al-Zn合金系中溶質(zhì)和溶劑原子半徑相差較小，故其G.P.區(qū)呈球狀。Al-Ag合金系的G.P.區(qū)模型截面如下，小圓表示G.P.區(qū)，黑點(diǎn)表示Ag原子，大小圓之間為溶質(zhì)原子貧化區(qū)（貧Ag區(qū)），大圓之外是Al基固溶體。顯然，貧Ag區(qū)的厚度要比G.P.區(qū)的直徑大得多。第二節(jié)析出過程與析出物的結(jié)構(gòu)G.P.區(qū)的尺寸與合金的成分、時(shí)效溫度和時(shí)間等有關(guān)，一般為10~100?，如Al-Cu系合金為100?。G.P.區(qū)的穩(wěn)定性與應(yīng)變能有關(guān)。在Al-Cu系合金中，G.P.區(qū)的形成會(huì)使其周圍的過飽和固溶體的彈性應(yīng)變能顯著增加，故為不穩(wěn)定的，加熱到約200℃就要溶解；而Al-Ag系的G.P.區(qū)可以保持到約400℃。G.P.區(qū)的穩(wěn)定性對(duì)時(shí)效型合金的熱強(qiáng)性有直接的影響。第二節(jié)析出過程與析出物的結(jié)構(gòu)G.P.區(qū)的形成機(jī)理目前研究還很膚淺，由于溶質(zhì)原子集團(tuán)和G.P.區(qū)的數(shù)目遠(yuǎn)大于位錯(cuò)密度，故可認(rèn)為主要是憑借溶質(zhì)原子濃度起伏而均勻形核的。

由于G.P.區(qū)與基體相是完全共格的，故形成晶核的界面能是非常小的；而G.P.區(qū)的尺寸在開始形成時(shí)是很小的，故形核的彈性應(yīng)變能也是非常小的。因此，形成G.P.區(qū)不需克服很大的勢壘，只要將合金冷卻到G.P.區(qū)固溶線稍下，甚至在淬火途中即可開始。第二節(jié)析出過程與析出物的結(jié)構(gòu)四、過渡相與平衡相的結(jié)構(gòu)與形成

時(shí)效型合金在形成G.P.區(qū)以后，隨著時(shí)間的延長或加熱到更高溫度時(shí)，繼而析出過渡相，并最終析出平衡相?，F(xiàn)以Al-Cu合金系為例予以說明。第二節(jié)析出過程與析出物的結(jié)構(gòu)1、θ″相的結(jié)構(gòu)

Al-Cu合金在形成G.P.區(qū)以后，會(huì)析出θ″相。

θ″相為正方點(diǎn)陣，a=b=4.04?，c=7.8?。

θ″相晶胞中的原子可分為五層，中央一層為Cu原子，上下兩面為100%Al原子，中央層與上下面之間的2個(gè)夾層則由Cu與Al原子混合組成，總的成分相當(dāng)于Al2Cu。第二節(jié)析出過程與析出物的結(jié)構(gòu)abc

θ″相一般是在G.P.區(qū)的基礎(chǔ)上，沿直徑和厚度方向，而主要是厚度方向成長起來的。θ″相和基體相仍保持完全共格關(guān)系，θ″相周圍基體的應(yīng)變示意圖隨著θ″相的成長，在θ″相周圍的基體相中不斷產(chǎn)生應(yīng)力和應(yīng)變。θ″相和基體的共格關(guān)系以及其周圍的應(yīng)變情況如右圖所示。第二節(jié)析出過程與析出物的結(jié)構(gòu)2、θ′相的結(jié)構(gòu)

θ′相也為正方點(diǎn)陣，a=b=4.04?，c=5.8?。由Preston和Silcock測定晶胞原子位置如右圖，θ′相的成分與Al2Cu相當(dāng)。[100]Al[001]θ′[011]Al[110]θ′[001]Al[100]θ′Al原子Cu原子第二節(jié)析出過程與析出物的結(jié)構(gòu)

θ′相的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)雖然與基體相（鋁基固溶體α相，面心立方點(diǎn)陣）完全不同，但是彼此仍然保持著部分共格關(guān)系，兩種點(diǎn)陣各以其{001}面聯(lián)在一起。θ′相α相之間具有下列晶體學(xué)位向關(guān)系：(100)θ′∥(100)α

[001]θ′∥

[001]αac第二節(jié)析出過程與析出物的結(jié)構(gòu)

隨著θ′相的成長，θ′相周圍的α相中的應(yīng)力、應(yīng)變?cè)絹碓酱螅取湎嗑驮讲环€(wěn)定，當(dāng)θ′相長到一定尺寸時(shí)便與α相完全脫離，而以一種新的平衡相θ相出現(xiàn)，θ相呈塊狀且也為正方點(diǎn)陣，但其晶格常數(shù)和θ′相及θ″相相差甚的大，并且與基體相α相是非共格的。3、平衡相θ相的結(jié)構(gòu)第二節(jié)析出過程與析出物的結(jié)構(gòu)4、過渡相與平衡相的形成

過渡相與平衡相析出物的形成可能有2種情況：以G.P.區(qū)為基礎(chǔ)，逐漸演變?yōu)檫^渡相乃至平衡相,如Al-Cu合金系。獨(dú)立非均勻形核，形核部位有：位錯(cuò)區(qū)、大角度晶界、小角度晶界、堆垛層錯(cuò)區(qū)、空位群。第二節(jié)析出過程與析出物的結(jié)構(gòu)五、析出物的粗化和球化

為了降低界面能（減小界面積），析出物（包括G.P.區(qū)、過渡相乃至平衡相）以后，都會(huì)發(fā)生粗化和球化，其中平衡相的粗化和球化對(duì)合金的性能影響最大，一俟平衡相發(fā)生粗化和球化，合金的強(qiáng)度就會(huì)顯著降低。析出物的粗化和球化機(jī)理與鋼回火/退火時(shí)碳化物的粗化和球化是一樣的。第二節(jié)析出過程與析出物的結(jié)構(gòu)第三節(jié)析出物的顯微組織一、連續(xù)析出及其顯微組織

在合金的析出過程中，析出物附近基體的濃度變化為連續(xù)者稱為連續(xù)析出，分為均勻析出和非均勻析出兩種。連續(xù)析出物與基體漸往往仍保持一定的晶體學(xué)位向關(guān)系，其截面一般呈針狀，也有球狀、立方體狀。第三節(jié)析出物的顯微組織均勻析出的析出物較均勻地分布在基體中。非均勻析出的析出物的晶核優(yōu)先在晶界、亞晶界、滑移面、孿晶面、位錯(cuò)線及其它晶體缺陷處形核。常見的非均勻析出有滑移面、位錯(cuò)線析出，前者是固溶淬火時(shí)或時(shí)效前冷變形所形成的。

實(shí)際合金的析出幾乎都屬于非均勻析出。第三節(jié)析出物的顯微組織

某些時(shí)效型合金（Al、Ti、Fe、Ni基）在晶界析出的同時(shí)，還會(huì)在晶界附近形成無析出區(qū)。Al-20%Ag合金的晶界析出及無析出區(qū)

無析出區(qū)的存在會(huì)降低合金的屈服強(qiáng)度，相對(duì)于晶粒內(nèi)部，無析出區(qū)是陽極，易發(fā)生電化學(xué)腐蝕→加速應(yīng)力腐蝕。第三節(jié)析出物的顯微組織二、非連續(xù)析出及其顯微組織

在合金的析出過程中，析出物-基體相界面的溶質(zhì)濃度是不連續(xù)者稱為非連續(xù)析出，又稱胞狀析出。析出時(shí)兩相耦合成長，與共析轉(zhuǎn)變很相似，可表示為：

α0—原始母相；α1—胞狀析出區(qū)的α相；β—平衡析出相。第三節(jié)析出物的顯微組織Al-18%Ag合金在300℃、4h非連續(xù)析出所形成的領(lǐng)域(周圍為魏氏組織)，1000X

非連續(xù)析出的顯微組織特征是在晶界上形成界限明顯的領(lǐng)域，稱為胞狀物（cell）或瘤狀物（nodule）。平衡析出相，多呈片狀?；w相，系貧化的固溶體，有一定的過飽和度。胞狀物一般由兩相組成：第三節(jié)析出物的顯微組織βββα0α0α1α1非連續(xù)析出的機(jī)制示意圖

非連續(xù)析出的機(jī)制：溶質(zhì)原子先在晶界發(fā)生偏聚，然后以質(zhì)點(diǎn)的形式析出β相（可將部分晶界固定住）。析出進(jìn)行到一定程度發(fā)生再結(jié)晶，使晶界向前移動(dòng)（有些部分向前凸出）。β相則呈片狀長入與其無入與其無位向關(guān)系的的母相α中，并在其兩側(cè)形成溶質(zhì)貧化區(qū)α1相。兩相交替形核、長大，最終形成類似珠光體的片層組織。第三節(jié)析出物的顯微組織

除了界面濃度變化的差異外，非連續(xù)析出與連續(xù)析出的區(qū)別還表現(xiàn)在：非連續(xù)析出伴生再結(jié)晶現(xiàn)象，而后者無。非連續(xù)析出物集中于晶界，并形成胞狀物（不均勻），而后者析出物分散在晶粒內(nèi)部（均勻）。非連續(xù)析出屬于短程擴(kuò)散，而后者屬于長程擴(kuò)散。第三節(jié)析出物的顯微組織三、析出產(chǎn)物顯微組織變化的順序第三節(jié)析出物的顯微組織

在過飽和固溶體時(shí)效時(shí)，可形成各種各樣的顯微組織。析出物的顯微組織的變化順序可能有三種：連續(xù)非均勻析出+均勻析出；非連續(xù)析出+連續(xù)析出；僅發(fā)生非連續(xù)析出。第三節(jié)析出物的顯微組織析出產(chǎn)物顯微組織變化順序示意圖母相(過飽和固溶體)1.連續(xù)非均勻析出＋均勻析出2.非連續(xù)析出＋連續(xù)析出3.僅發(fā)生非連續(xù)析出第四節(jié)析出過程的動(dòng)力學(xué)第四節(jié)析出過程的動(dòng)力學(xué)一、等溫析出的C曲線

與鋼的珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變一樣，合金的等溫析出的動(dòng)力學(xué)也可用C曲線來表示。為了清晰起見，一般僅畫出開始的C曲線。從圖中可以看出，無論是G.P.區(qū)或者過渡相、平衡相，都要先經(jīng)過一定的孕育期才能開始形成。等溫析出C-曲線示意圖tβtβ’tG.Pt3t2t1ββ’G.PτG.Pτβτβ’時(shí)間→溫度→第四節(jié)析出過程的動(dòng)力學(xué)

合金的等溫析出C曲線上也有“鼻子”，這是由于析出速度是受2個(gè)互相矛盾的因素控制：時(shí)效溫度升高，原子擴(kuò)散遷移率增大，使析出速度加快；但同時(shí)固溶體的過飽和度減小、臨界晶核尺寸增大，又使析出速度減慢。因此在接近tG.P.、

tβ’、tβ時(shí)，需要很長的時(shí)間才能析出對(duì)應(yīng)析出物。等溫析出C-曲線示意圖tβtβ’tG.Pt3t2t1ββ’G.PτG.Pτβτβ’時(shí)間→溫度→等溫析出C-曲線示意圖tβtβ’tG.Pt3t2t1ββ’G.PτG.Pτβτβ’時(shí)間→溫度→第四節(jié)析出過程的動(dòng)力學(xué)

在較低溫度如t1下，在開始形成G.P.

區(qū)后，經(jīng)過一段時(shí)間，會(huì)依次形成β’和β相；時(shí)效溫度高于G.P.

區(qū)完全固溶的最低溫度tG.P.時(shí)，僅析出過渡相β’和平衡相β；時(shí)效溫度高于過渡相的完全固溶的最低溫度tβ’時(shí)，僅析出平衡相β。tβtβ’tG.Pt1溫度→B%→AC0LL+ααββ’G.P第四節(jié)析出過程的動(dòng)力學(xué)

由此，可總結(jié)歸納出合金的等溫析出的一個(gè)普遍規(guī)律：固溶體的過飽和濃度越小，析出過程的階段數(shù)就越少。這一規(guī)律適用于溶質(zhì)原子濃度不同的同一合金系。例如在t1溫度時(shí)，G.P.區(qū)固溶曲線右側(cè)的合金，固溶體的過飽和度較小，僅形成過渡相β’和平衡相β。具有平衡相、過渡相和G.P.區(qū)的雙重相圖示意圖第四節(jié)析出過程的動(dòng)力學(xué)二、析出過程的擴(kuò)散理論

析出是一種擴(kuò)散型相變，故析出過程的動(dòng)力學(xué)就與合金的擴(kuò)散行為密切相關(guān)。在Al-Cu系合金中，實(shí)際測量出的析出速度為從一般擴(kuò)散數(shù)據(jù)計(jì)算出來的107倍，為了解釋這一現(xiàn)象，人們提出了兩種學(xué)說：位錯(cuò)說和過?？瘴徽f。第四節(jié)析出過程的動(dòng)力學(xué)1、位錯(cuò)學(xué)說

在析出過程中，擴(kuò)散是沿著位錯(cuò)線進(jìn)行的，因而比一般的體擴(kuò)散要快得多。

位錯(cuò)說不能解釋下列事實(shí)：固溶處理加熱溫度、固溶處理冷卻速度以及回歸對(duì)析出過程的擴(kuò)散系數(shù)都有很大影響。2、過?？瘴粚W(xué)說第四節(jié)析出過程的動(dòng)力學(xué)過飽和固溶體的空位濃度要高出一般固溶體甚多，在析出過程中，擴(kuò)散主要是依靠固溶處理后所“凍結(jié)”的過?？瘴欢M(jìn)行的，因而要快得多。

A—常數(shù)；k—玻爾茲曼常數(shù)；QD—空位擴(kuò)散激活能；QF—空位形成激活能；TA—時(shí)效溫度；TH—固溶處理溫度。按上式計(jì)算所得擴(kuò)散系數(shù)與實(shí)測值基本符合。第四節(jié)析出過程的動(dòng)力學(xué)

過剩空位說能很好解釋固溶處理加熱溫度、冷卻速度對(duì)擴(kuò)散系數(shù)的影響：加熱溫度越高，固溶體中的空位數(shù)越多，冷卻后被“凍結(jié)”的過?？瘴辉蕉啵瑪U(kuò)散系數(shù)就越大；冷卻速度較小時(shí)，冷卻過程中空位就有較充分的時(shí)間遷向“溝壑”而消失，使“凍結(jié)”下來的空位就越少。第五節(jié)析出過程的性能變化第五節(jié)析出過程的性能變化

現(xiàn)代的金屬強(qiáng)度理論認(rèn)為合金的強(qiáng)化是由于位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受阻礙后所產(chǎn)生的結(jié)果。對(duì)于時(shí)效強(qiáng)化而言，強(qiáng)化的原因有三種。一、各類析出物形成時(shí)的強(qiáng)化機(jī)制內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化：析出物周圍的基體相中的彈性應(yīng)力場對(duì)位錯(cuò)的阻礙?；瘜W(xué)強(qiáng)化：位錯(cuò)切過析出物而形成表面臺(tái)階，增加界面能。Orowan強(qiáng)化：位錯(cuò)繞過析出物留下位錯(cuò)圈。第五節(jié)析出過程的性能變化1、內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化

處于不同應(yīng)力場的位錯(cuò)具有不同的能量，為降低體系的能量，位錯(cuò)總是力圖處于能谷位置。固溶狀態(tài)下，位錯(cuò)基本上仍保持平直，部分段處于能谷位置，故其移動(dòng)收到阻力作用；部分段處于能峰位置，其移動(dòng)受到推力作用。若對(duì)整條位錯(cuò)線來說，阻力與推力大致相當(dāng)，即溶質(zhì)原子所形成的應(yīng)力場不能阻止位錯(cuò)移動(dòng)，此時(shí)固溶體處于較軟狀態(tài)。形成析出相時(shí)，析出相周圍產(chǎn)生不均勻的應(yīng)力場。當(dāng)析出相間距大到位錯(cuò)線能夠繞過每一顆粒而成為彎曲位錯(cuò)時(shí)，整條位錯(cuò)線有可能處于能谷位置，故其移動(dòng)收到阻力作用而使硬度和強(qiáng)度得到提高。

內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化隨析出相數(shù)量的增多而增強(qiáng)。第五節(jié)析出過程的性能變化第五節(jié)析出過程的性能變化滑移面俯視圖電鏡觀察位錯(cuò)線切過析出物示意圖2、化學(xué)強(qiáng)化

位于滑移面上的析出相不太硬時(shí)，位錯(cuò)線可切過顆粒而強(qiáng)行通過。析出相顆粒被切成兩部分而增加表面能且內(nèi)部原子間的相鄰關(guān)系改變，引起強(qiáng)化。第五節(jié)析出過程的性能變化3、Orowan強(qiáng)化析出相顆粒間距足夠大且本身很硬時(shí)，位錯(cuò)線不能切過顆粒，只能繞過并留下位錯(cuò)環(huán)。第五節(jié)析出過程的性能變化顆粒釘扎作用的電鏡照片位錯(cuò)線按Orowan方式繞過析出相顆粒向前移動(dòng)時(shí)所需的切應(yīng)力為：G—切變模量；b—柏氏矢量；L—相鄰析出相顆粒間距。第五節(jié)析出過程的性能變化

各類析出物形成時(shí)的強(qiáng)化原因是不同的，而往往以一種機(jī)制為主，因而強(qiáng)化的程度也是不同的。如圖，Al-4%Cu合金在形成不同析出物時(shí)的臨界屈服強(qiáng)度（曲線開始點(diǎn)）和加工硬化率（曲線斜率）是不相同的。0246816012080400ε/%σ

/N·mm-2G.P.θ″θ′θ具有單晶基體和各類析出物的Al-4%Cu合金的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線0246816012080400ε/%σ

/N·mm-2G.P.θ″θ′θ具有單晶基體和各類析出物的Al-4%Cu合金的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線第五節(jié)析出過程的性能變化析出G.P.區(qū)和θ″相的強(qiáng)化機(jī)制主要是基體相中的彈性應(yīng)力場對(duì)位錯(cuò)的阻礙和化學(xué)強(qiáng)化。因G.P.區(qū)和θ″相彌散度很大，位錯(cuò)難以繞過；但二者尺寸很小，位錯(cuò)切過是比較容易的。0246816012080400ε/%σ

/N·mm-2G.P.θ″θ′θ具有單晶基體和各類析出物的Al-4%Cu合金的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線第五節(jié)析出過程的性能變化θ″相的臨界屈服強(qiáng)度大于G.P.區(qū)是因?yàn)棣取逑嗯c基體相結(jié)構(gòu)相差很大，位錯(cuò)切過時(shí)將導(dǎo)致嚴(yán)重的點(diǎn)陣畸變，更主要的是θ″相周圍基體相中的彈性應(yīng)力場較大。析出θ′相和θ相時(shí)，基體相中的彈性應(yīng)力場非常低，強(qiáng)化主要是按Orowan機(jī)制。因θ′相和θ相彌散度小，位錯(cuò)容易繞過它們。這種應(yīng)力比前二者要小些，故其臨界屈服強(qiáng)度要低于θ″相。0246816012080400ε/%σ

/N·mm-2G.P.θ″θ′θ具有單晶基體和各類析出物的Al-4%Cu合金的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線第五節(jié)析出過程的性能變化當(dāng)位錯(cuò)繞過θ′相和θ相時(shí)會(huì)在其周圍不斷形成：位錯(cuò)環(huán)，使后續(xù)的位錯(cuò)繞過越來越困難，故加工硬化率相比于G.P.區(qū)和θ″相更高。0246816012080400ε/%σ

/N·mm-2G.P.θ″θ′θ具有單晶基體和各類析出物的Al-4%Cu合金的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線第五節(jié)析出過程的性能變化第五節(jié)析出過程的性能變化二、硬度變化

硬化是時(shí)效處理時(shí)的主要性能變化。

多數(shù)時(shí)效合金，特別是鋁合金，時(shí)效處理時(shí)的硬度變化情況根據(jù)時(shí)效溫度的不同而分為2類：冷時(shí)效型和溫時(shí)效型。時(shí)間→硬度→快速反應(yīng)慢速反應(yīng)—冷時(shí)效—溫時(shí)效第五節(jié)析出過程的性能變化冷時(shí)效是指在較低溫度下進(jìn)行的時(shí)效（室溫?cái)R置）,其過程一般分三個(gè)階段：孕育期（某些合金不明顯）、快速反應(yīng)階段和慢速反應(yīng)階段。在慢速反應(yīng)階段的后期，硬度基本保持為常數(shù)。一般情況下，冷時(shí)效所反映的性能變化是由于G.P.區(qū)形成所致。溫時(shí)效是指在較高溫度下進(jìn)行的時(shí)效，其過程一也可以分三個(gè)階段：孕育期、硬化階段和軟化階段，曲線有一硬度的極大值。軟化階段又稱過時(shí)效階段，實(shí)際應(yīng)用中應(yīng)避免發(fā)生，該階段是從析出平衡相開始的。溫度越高，出現(xiàn)硬度極大值或開始出現(xiàn)過時(shí)效的時(shí)間越短。溫時(shí)效可反映析出的全過程甚至析出物的粗化和球化的情況。時(shí)間→硬度→快速反應(yīng)慢速反應(yīng)—冷時(shí)效—溫時(shí)效第五節(jié)析出過程的性能變化175℃150℃50℃048121620160140120100時(shí)效持續(xù)時(shí)間/h硬度/HBAl-38%Ag合金在不同溫度時(shí)效后的硬度變化第五節(jié)析出過程的性能變化1401201008060400.11101001000時(shí)效時(shí)間/d硬度/HV4.5%Cu4%Cu3%Cu2%Cu——G.P.區(qū)–

–

–

θ″相……θ相θ第五節(jié)析出過程的性能變化不同銅含量的Al-Cu合金在130℃時(shí)效后的硬度變化時(shí)效時(shí)間屈服強(qiáng)度時(shí)效峰過時(shí)效亞時(shí)效鋁合金的熱處理110102103104共格析出失去共格性彌散硬化粗化固溶體貧化回復(fù)、再結(jié)晶硬度曲線時(shí)效時(shí)間→流變抗力→影響析出過程硬度變化的四個(gè)因素第五節(jié)析出過程的性能變化時(shí)效處理時(shí)的硬度變化是四個(gè)方面因素的綜合反映：固溶體的貧化；基體相的回復(fù)與再結(jié)晶；彌散硬化；共格析出物產(chǎn)生的彈性應(yīng)力場所引起的硬化。第五節(jié)析出過程的性能變化

與非共格析出物相比，共格析出物所產(chǎn)生的彈性應(yīng)力場，數(shù)值大，而且作用范圍廣，故對(duì)位錯(cuò)的阻礙作用大得多。

r溶質(zhì)與r溶劑相差越大，所產(chǎn)生的時(shí)效硬化的效果就越顯著，如Al-Cu、Cu-Be合金系。共格析出物非共格析出物共格、非共格析出物所產(chǎn)生的彈性應(yīng)力場大小比較第五節(jié)析出過程的性能變化三、回歸現(xiàn)象時(shí)效型合金時(shí)效強(qiáng)化后，于平衡相或過渡相的固溶曲線下某一溫度加熱，硬化現(xiàn)象立即消除，硬度基本恢復(fù)到固溶處理狀態(tài)，稱為回歸現(xiàn)象。硬鋁發(fā)生回歸現(xiàn)象的條件：250℃，20~60s。

回歸現(xiàn)象的實(shí)質(zhì)：在稍高于G.P.區(qū)固溶度曲線溫度保持，時(shí)效形成的G.P.區(qū)迅速溶解，過渡相和平衡相因時(shí)間短而來不及形成，快冷至室溫仍獲得過飽和固溶體。第五節(jié)析出過程的性能變化

回歸現(xiàn)象過程迅速的原因：經(jīng)固溶淬火的合金中存在大量的空位，而G.P.區(qū)正是依托溶質(zhì)原子經(jīng)空位的擴(kuò)散所形成的，故其附近集中了大量的空位。加熱后原偏聚的溶質(zhì)原子可通過這些空位迅速溶解。合金回歸后，再次時(shí)效仍可重新產(chǎn)生硬化，但硬化速度減慢。這是因?yàn)榛貧w處理溫度較固溶處理：低得多，使其快冷至室溫后所保留的空位少得多，因而析出過程中溶質(zhì)的擴(kuò)散速度大為降低。第五節(jié)析出過程的性能變化四、屈服強(qiáng)度的變化

所謂強(qiáng)度，是指材料抵抗塑性流變的能力。按照近代強(qiáng)度理論，塑性流變是金屬材料中位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的結(jié)果。在析出過程中，屈服強(qiáng)度的變化可用Orowan機(jī)理來解釋，即時(shí)效持續(xù)時(shí)間改變了析出物顆粒間距，從而影響位錯(cuò)繞過的難易程度。Sc析出物間距S屈服強(qiáng)度σy合金屈服強(qiáng)度與析出物間距的關(guān)系第五節(jié)析出過程的性能變化

隨著時(shí)效持續(xù)時(shí)間的增加，析出物逐漸變大，相互之間的距離縮短，屈服強(qiáng)度逐步增高，直至最大值。之后，析出物進(jìn)一步粗化，間距更短，屈服強(qiáng)度卻不斷降低。屈服強(qiáng)度達(dá)到最大值時(shí)的析出物間距為臨界間距Sc，一般在25~50個(gè)原子間距左右。第五節(jié)析出過程的性能變化五、電阻的變化

根據(jù)金屬鍵的概念，固態(tài)金屬原子全部或大部將它們的價(jià)電子貢獻(xiàn)出來，為其整個(gè)原子集體所共有。導(dǎo)電的本質(zhì)是這些共有化的自由電子的定向移動(dòng)。因此金屬電阻值的大小與自由電子運(yùn)動(dòng)的難易程度相關(guān)，凡阻礙自由電子運(yùn)動(dòng)的因素都會(huì)使金屬的電阻值增加。110102103104時(shí)效時(shí)間→電阻→共格析出失去共格并發(fā)生再結(jié)晶時(shí)效曲線固溶體貧化——Al-Ag系–

–

–

Cu-Be系第五節(jié)析出過程的性能變化

析出過程中電阻的變化與下列因素相關(guān)。固溶體的貧化。溶質(zhì)濃度減小使自由電子運(yùn)動(dòng)的阻力減小，從而使電阻值降低。110102103104時(shí)效時(shí)間→電阻→共格析出失去共格并發(fā)生再結(jié)晶時(shí)效曲線固溶體貧化——Al-Ag系–

–

–

Cu-Be系第五節(jié)析出過程的性能變化應(yīng)力導(dǎo)致點(diǎn)陣畸變，使自由電子運(yùn)動(dòng)的變得困難，從而使電阻值增加，其中共格的析出物的作用更顯著。回復(fù)與再結(jié)晶使內(nèi)應(yīng)力和晶體缺陷減少，從而使電阻降低。第六節(jié)影響析出過程的因素第六節(jié)影響析出過程的因素Lαα+βL+αB%→溫度→AΔH→一、溶質(zhì)濃度的影響

不超過最大固溶度時(shí)，濃度增加使析出加速，時(shí)效強(qiáng)化更顯著。超過最大固溶度后，由于出現(xiàn)共晶體，使析出物所占比例減少，故時(shí)效硬度增加值減小。第六節(jié)影響析出過程的因素二、微量元素的影響

在時(shí)效型合金中，除了必不可少的溶質(zhì)元素外，往往為了一定目的另加入微量的其它合金元素，而冶煉過程也會(huì)殘留下來一些元素，它們的存在對(duì)析出過程也具有很大的影響。第六節(jié)影響析出過程的因素降低溶質(zhì)的擴(kuò)散速度。如Al-Cu合金中加入的Cd、Sn和In，這些元素原子與空位的結(jié)合能大于Cu，故固溶后Cu原子擴(kuò)散因缺乏空位幫助而變得困難。提高過渡相的析出速度。如Al-Cu合金中加入的Cd、Sn和In，這些元素原子被吸收在θ′-基體相界面而降低了界面能，使θ′相的臨界晶核尺寸減小。增加析出物的彌散度。如Al-Zn-Mg合金中加入的Ag后，使析出物的彌散度提高，并使無析出區(qū)消失，從而提高了合金的性能。第六節(jié)影響析出過程的因素三、固溶處理工藝的影響1、固溶加熱溫度和保溫時(shí)間

加熱溫度越高、時(shí)間越長，對(duì)時(shí)效的影響為：溶解的物質(zhì)越多，成分越均勻，晶粒越細(xì)小，時(shí)效的強(qiáng)化效果就越顯著。產(chǎn)生連續(xù)析出而不易局部析出，提高時(shí)效后的性能。固溶后“凍結(jié)”的空位越多，使等溫析出的C曲線右移，所需的時(shí)效時(shí)間縮短。第六節(jié)影響析出過程的因素2、固溶冷卻速度固溶冷卻緩慢時(shí)，一些合金會(huì)發(fā)生部分析出，使后續(xù)時(shí)效處理的效果受影響。如Cu-0.6%Cr合金，固溶冷卻速度越慢，雖使固溶后的硬度上升，但時(shí)效后的最高硬度卻下降。冷卻介質(zhì)固溶后硬度/HV時(shí)效后最高硬度/HV水57145油58142流動(dòng)空氣66140靜止空氣74133爐中冷卻76118固溶冷卻速度對(duì)Cu-0.6%Cr合金時(shí)效效果的影響第六節(jié)影響析出過程的因素

因此，對(duì)于時(shí)效型合金的固溶淬火處理，冷卻速度越大，獲得的硬度越低；而對(duì)鋼的淬火，冷卻速度大意味著所獲的馬氏體越多，往往得到的硬度就越高。

——就固溶而言，二者的情況正好相反；但時(shí)效后的效果是一致的。第六節(jié)影響析出過程的因素四、固溶處理后時(shí)效處理前的冷變形加工

一般而言，塑性變形能誘發(fā)析出的進(jìn)行，加速時(shí)效過程并提高時(shí)效后的最高硬度值。如Cu-Be合金和硬鋁，冷變形+時(shí)效后的硬度提高值相當(dāng)于單獨(dú)冷加工和時(shí)效所增加硬度值之和。通常，冷加工還能促進(jìn)平衡相的析出，如Al-Cu系合金，固溶處理后經(jīng)大變形度的冷加工，甚至在室溫時(shí)即可析出θ相。五、時(shí)效處理工藝的影響第六節(jié)影響析出過程的因素時(shí)效溫度對(duì)析出過程的機(jī)理和動(dòng)力學(xué)，合金在時(shí)效后的組織、結(jié)構(gòu)和性能都有顯著影響。前面許多內(nèi)容都是主要圍繞這一問題展開的，在此不再贅述。相比于時(shí)效溫度，時(shí)效持續(xù)時(shí)間是個(gè)次要因素，但在人工時(shí)效處理時(shí)應(yīng)注意時(shí)間不能過長，以免發(fā)生過時(shí)效。第七節(jié)鐵基合金的析出與時(shí)效第七節(jié)鐵基合金的析出與時(shí)效一、馬氏體時(shí)效鋼的析出強(qiáng)化

馬氏體時(shí)效鋼是1950s開發(fā)的超高強(qiáng)度鋼之一，其成分特點(diǎn)是含碳量極低(≤0.03%)、加入大量的Ni(提高淬透性并保證良好的韌性)。合金化學(xué)成分(wt%)拉伸強(qiáng)度/MPaNiCoMoTiAlFe18Ni1883.20.20.2余量140018Ni1885.00.40.4余量175018Ni18124.51.40.1余量245013Ni1315100.20.1余量28008Ni818140.20.1余量3500第七節(jié)鐵基合金的析出與時(shí)效

馬氏體時(shí)效鋼的強(qiáng)化相為金屬間化合物，強(qiáng)化元素有Be、Ti、Al、Mo、Nb等穩(wěn)定鐵素體元素，加Co是為了降低Mo在α相中的固溶度，使含Mo的強(qiáng)化相數(shù)量增加。

18Ni的時(shí)效溫度一般在450~500℃。合金元素首先在馬氏體中的位錯(cuò)處發(fā)生偏聚，形成“柯氏氣團(tuán)”，析出相以“氣團(tuán)”為非均勻核心形成，彌散度極大，顆粒極細(xì)(約10nm)。時(shí)效強(qiáng)度達(dá)到最大時(shí)，析出物為部分共格的Ni2Mo、Ni3Ti、Ni2(Mo,Ti)。820℃1h空冷時(shí)間→溫度→空冷480℃3hMsⅠⅡ第七節(jié)鐵基合金的析出與時(shí)效馬氏體時(shí)效鋼的強(qiáng)化原因有二：溶質(zhì)原子向位錯(cuò)的偏聚。從馬氏體基體中析出的大量彌散分布的超顯微的金屬間化合物質(zhì)點(diǎn)。馬氏體時(shí)效鋼18Ni的熱處理規(guī)范第七節(jié)鐵基合金的析出與時(shí)效二、鐵基合金的淬火時(shí)效

Mo、W、V、Cu、Be等元素在鐵素體中的溶解度隨溫度的變化而變化，故含這些元素的鐵基合金淬火后進(jìn)行時(shí)效處理產(chǎn)生硬化現(xiàn)象。第七節(jié)鐵基合金的析出與時(shí)效時(shí)效時(shí)間/min10-1100101102103104

140130120110100硬度/HB600℃5%V-0.02%C析出物為薄板狀的V4C3，平行于[100]α-Fe，析出部位為位錯(cuò)、亞晶界。

如圖是5%V、0.02%C的鋼在1200℃淬火后于600℃時(shí)效的硬化曲線。時(shí)效1h的硬度達(dá)最大值，第七節(jié)鐵基合金的析出與時(shí)效為了提高18-8型奧氏體不銹鋼的耐蝕性，可加熱至1000℃以上進(jìn)行固溶處理，獲得單相組織。但在400~900℃范圍內(nèi)保溫或緩慢冷卻，會(huì)沿晶界析出Cr23C6。導(dǎo)致晶界附近貧Cr(低于1/8總含量的要求)→晶間腐蝕現(xiàn)象。如焊接的熱影響區(qū)便容易產(chǎn)生晶間腐蝕。為避免其發(fā)生，可將焊接構(gòu)件重新加熱并固溶處理。10-1100101102103104

160150140130120110100硬度/HV100℃時(shí)效時(shí)間/h60℃30℃第七節(jié)鐵基合金的析出與時(shí)效三、應(yīng)變時(shí)效

如圖是含0.03%C-0.01%N的純鐵在730℃淬火后進(jìn)行4%變形，于30~100℃時(shí)效的硬化曲線。純鐵或低碳鋼經(jīng)形變后時(shí)效產(chǎn)生的硬化現(xiàn)象稱為應(yīng)變時(shí)效。第七節(jié)鐵基合金的析出與時(shí)效應(yīng)變時(shí)效是由于形變后固溶于α-Fe中的C、N間隙原子偏聚在位錯(cuò)線附近，形成“柯氏氣團(tuán)”而釘扎位錯(cuò)。

C、N原子一般在α-Fe的{100}晶面上偏聚，隨著時(shí)效時(shí)間的延長，形成C、N原子集團(tuán)或析出ε-碳化物。在更高溫度(如200℃)短時(shí)保溫，“柯氏氣團(tuán)”或析出物將溶解，硬度下降到淬火后剛形變的狀態(tài)。第八節(jié)調(diào)幅分解第八節(jié)調(diào)幅分解

某些合金系在高溫時(shí)能形成連續(xù)固溶體，而其中某一成分范圍的合金在低溫則可析出溶質(zhì)原子富集區(qū)和貧化區(qū)，析出物成分與母相不同但晶體結(jié)構(gòu)相同。其析出過程的機(jī)理有2種：成核與長大型；單純的擴(kuò)散-聚集方式，即調(diào)幅分解（Spinodaldecomposition），也稱亞穩(wěn)分解、增幅分解。LL+ααaa’bb’MKNRVt1t2t1t2t3t3B%→BA溫度→自由能G→a′a″第八節(jié)調(diào)幅分解一、調(diào)幅分解熱力學(xué)高溫時(shí)能形成連續(xù)固溶體而低溫具有溶解度間隔MKN的平衡相圖和各相自由能曲線如右。RKV為調(diào)幅分解界線。第八節(jié)調(diào)幅分解LL+ααaa’bb’MKNRVt1t2t1t2t3t3B%→BA溫度→自由能G→a′a″調(diào)幅分解界線（spinodal）：即自由能-成分拐點(diǎn)曲線，。溶解度間隔（miscibilitygap）：相圖中當(dāng)溶體的溫度降至該間隔以下將發(fā)生析出