1、第二章1鋼中奧氏體的點陣結構，碳原子可能存在的部位及其在單胞中的最大含量。奧氏體是碳在丫-Fe中的固溶體，碳原子在丫-Fe點陣中處于Fe原子組成的八面體間隙中心位置，即面心立方晶胞的中心或棱邊中點。八面體間隙：4個2、以共析碳鋼為例說明奧氏體的形成過程，弁討論為什么奧氏體全部形成后還會有部分滲碳體未溶解？一|奧氏體的形成是由四個基本過程所組成：形核、長大、剩余碳化物的溶解和成分均勻化。按相平衡理論，從Fe-Fe3c相圖可以看出，在高于AC1溫度，剛剛形成的奧氏體，靠近Cem的C濃度高于共析成分較少，而靠近F處的C濃度低于共析成分較多（即ES線的斜率較大，GS線的斜率較?。Ｋ?，在奧氏體剛剛形

2、成時，即F全部消失時，奧氏體的平均C濃度低于共析成分，這就進一步說明，共析鋼的P剛剛形成的A的平均碳含量降低，低于共析成分，必然有部分碳化物殘留，只有繼續加熱保溫，殘留碳化物才能逐漸溶解。3、合金元素對奧氏體形成的四個階段有何影響。鋼中添加合金元素弁不影響珠光體向奧氏體的轉變機制，但影響碳化物的穩定性及碳原子在奧氏體中的擴散系數。另一方面，多數合金元素在碳化物和基體相中的分布是不均勻的，故合金元素將影響奧氏體的形核與長大、剩余碳化物的溶解、奧氏體成分均勻化的速度。通過對碳擴散速度影響奧氏體的形成速度。通過改變碳化物穩定性影響奧氏體的形成速度。對臨界點的影響：Ni、MnCu等降低A1溫度；Cr、

3、MoTi、Si、Al、WV等升高A1溫度。通過對原始組織的影響進而影響奧氏體的形成速度：Ni、Mn等往往使珠光體細化，有利于奧氏體的形成。在其它條件相同的情況下，合金元素在奧氏體中的擴散速度比碳在奧氏體中的擴散速度小100-10000倍。止匕外，碳化物形成元素還會減小碳在奧氏體中的擴散速度，這將降低碳的均勻化速度，因此，合金鋼均勻化所需時間常常比碳鋼長得多。4、 鋼在連續加熱時珠光體奧氏體轉變有何特點。在一定的加熱速度范圍內，臨界點隨加熱速度增大而升高。相變是在一個溫度范圍內完成的加熱速度越快奧氏體的溫度范圍越寬，但形成速度確加快，奧氏體形成時間縮短?？梢垣@得超細晶粒。鋼中原始組織的不均勻使連

4、續加熱時的奧氏體化溫度升高?？焖龠B續加熱時形成的奧氏體成分不均勻性增大Cy - a降低，Cy -cem升高。6）在超快速加熱條件下，鐵素體轉變為奧氏體的點陣改組屬于無擴散型相變。5、 何謂奧氏體的本質晶粒度、起始晶粒度和實際晶粒度。鋼中彌散析出的第二相對奧氏體晶粒的長大有何影響。起始晶粒度：指臨界溫度以上奧氏體形成剛剛完成，具晶粒邊界剛剛互相接觸時的晶粒大小。實際晶粒度：指在某一熱處理加熱條件下，所得到的晶粒尺寸。本質晶粒度：根據標準實驗條件，在93010C,保溫足夠時間（38小時）后，測定的鋼中奧氏體晶粒的大小。在晶粒邊界及晶粒內部。往往存在著很多細小難熔的第二相顆粒，推移的晶界遇到第二相粒

5、子將會發生彎曲，導致晶界面積增大，界面能上升，它們將阻礙晶界移動，起著釘扎晶界的作用。界面能彌散析出的第二相顆粒越細粒子附近晶界彎曲的曲率就越大，晶界增加的面積上升的幅度就越大。顯然，這個使體系自由能增加的過程是非自發的。第二相顆粒的體積百分數一定時，粒子半徑越小則其數量越多（顆粒的分散度越高），對晶界推移的阻力也就越大。6、試討論奧氏體等溫形成動力學的特點。1）溫度升高，形核率I以指數關系迅速增加；2）因GV隨溫度升高而增大，使w減小，使I進一步增大；3）隨溫度升高原子擴散速度加快，不僅有利于鐵素體向奧氏體點陣改組，而且也促進滲碳體溶解，這也加速奧氏體的形核；4）隨溫度升高鐵素體的C%&QP

6、線增加，另一方面奧氏體在鐵素體中形核時所需的碳濃度沿SG而降低，結果減小了奧氏體形核所需要的碳的濃度起伏，促進奧氏體的形核。綜上所述，奧氏體化溫度升高，即相變的過熱度增大，可使奧氏體的形核率I急劇上升，因此有利于獲得細小的奧氏體晶粒。7、試討論影響奧氏體形成速度的因素。O溫度：提高溫度，奧氏體的形核率和生長速度都增大，但形核率增長高于長大速度。因此，奧氏體的形成溫度越高，所獲得的起始晶粒度越細。O2碳含量：鋼中碳含量越高，碳化物的數量增加，F與Fe3c界面增多，增加了奧氏體的形核部位，同時碳的擴散距離相對減小。奧氏體的形成速度越快。另一方面，碳化物的數量增加致使剩余碳化物溶解時間更長，即奧氏體

7、均勻化時間延長。原始組織的影響：如果鋼的化學成分相同，原始組織中碳化物的分散度越大，相界面越多，形核率便越大；珠光體片間距離越小，奧氏體中碳濃度梯度越大，擴散速度便越快；碳化物分散度越大，使得碳原子擴散距離縮短，奧氏體晶體長大速度增加。gd合金元素的影響。8、試敘述奧氏體晶粒的長大過程及影響因素。奧氏體晶粒長大的過程孕育期：奧氏體剛剛形成后，弁不馬上長大，需要一定的孕育期，溫度越高，孕育期越短；不均勻長大期：大晶粒吞弁周圍小晶粒長成很粗大的晶粒，未被吞弁的小晶粒長大速度極慢；均勻長大期：待細小晶粒全被吞弁后，所有晶粒開始緩慢均勻長大。影響因素：。加熱溫度和保溫時間。O2加熱速度。03鋼的含碳量

8、的影響。O4冶煉方法。05合金元素。o原始組織。第三章1、何為珠光體的片層間距？影響片層間距的因素有哪些并解釋為何結構零件為何宜采取等溫退火工藝？I片層間距對鐵素體片和滲碳體片的總厚度，以S0來表示。溫度（過冷度）C含量。合金元素。奧氏體晶粒大小及均勻程度。如果過冷奧氏體是在一個連續的冷卻過程分解，則高溫段所形成的珠光體層間距較厚，而低溫段形成的珠光體層間距較薄，這種粗細不勻的組織將引起珠光體的力學性能不均勻，在外力作用下，將引起不均勻的塑性變形而導致應力集中，使鋼的強度和塑性都下降，可能弁對切削加工性能產生不利的影響。因此對結構鋼一般采取等溫退火的方法，來獲得粗細較接近的珠光體組織。2、以共

9、析碳鋼為例說明珠光體的形成過程，弁闡述為什么珠光體形成時的領先相是滲碳體？當共析碳鋼由奧氏體轉變為珠光體時，將由均勻固溶體轉變為點陣結構與母相截然不同的滲碳體和鐵素體的兩相混合物。通過碳原子的擴散形成低碳的鐵素體和高碳的滲碳體；晶體點陣的重構由面心立方的奧氏體轉變為體心立方的鐵素體和復雜斜方的滲碳體珠光體長大時，縱向長大是滲碳體片和鐵素體片同時連續地向奧氏體內延伸，而橫向長大是滲碳體片和鐵素體片交替堆疊。隨著珠光體轉變溫度的降低，滲碳體片和鐵素體片逐漸變薄縮短，同時兩側的連續形成速度和縱向長大速度都發生了變化，珠光體群的輪廓也逐漸由塊狀變為扇形，繼而為輪廓不光滑的團絮狀，即逐漸轉變為索氏體和托

10、氏體。CDP中的Fe3c與從奧氏體中先共析的Fe3c晶體學位向相同；而P中的a與先共析a晶體學位向不相同；P中的Fe3c與轉變前產生的Fe3c在組織上常常是連續的；而P中的a與轉變前產生的a不連續；奧氏體中的未溶Fe3c有促進P形成的作用，而先共析a的存在對P形成無明顯影響。3、試述片狀珠光體的球化過程與機理。過程：若將片狀珠光體加熱到略高于A1的溫度，則得到奧氏體加未完全溶解滲碳體的混合組織，此時滲碳體已不再保持完整的片狀，而是凹凸不平、厚薄不勻，部分已經斷開。在此溫度下保溫，將使片狀滲碳體球化。機理：第二相顆粒在基體中的溶解度與其曲率半徑r有關，與非球狀滲碳體的尖角處（r較?。┫嘟佑|的奧氏

11、體具有較高的碳濃度，而與滲碳體的平面處（r較大）相接觸的奧氏體具有較低的碳濃度，即在與滲碳體接觸處產生了區域的碳濃度差。因此奧氏體中碳原子將從滲碳體尖角部位向滲碳體的平坦處擴散，其結果是破壞了丫-Fe3c界面的碳濃度平衡。片滲碳體中有位錯存在，可形成亞晶界或高密度位錯區，在其與基體（稍低于A1溫度時為鐵素體）相接觸處則出現凹坑。凹坑兩側的滲碳體具有較小的曲率半徑，則與其相接觸的基體具有更高的碳濃度從而將引起基體中碳原子的擴散，弁以滲碳體的形式在原平坦處析出。為了維持界面平衡，滲碳體凹坑兩側的尖角會不斷被溶解，使其r增大，但這樣又破壞了界面處的表面張力的平衡（Tcem/avs.cem/cem）,

12、為了維持平衡，凹坑繼續溶解而加深。如此不斷進行，直至滲碳體片溶穿而斷裂。斷裂后的滲碳體又按尖角溶解、平面析出的長大方式來進一步球狀化。4、試述消除網狀先共析滲碳體的工藝方法和機理。在過共析鋼中，先共析滲碳體的形態可以是粒狀、網狀或針（片）狀。但在奧氏體成分均勻、晶粒粗大的情況下，析出粒狀滲碳體的可能很小而一般呈網狀或針（片）狀，弁顯著增大鋼的脆性。為了消除已形成的網狀或針（片）狀滲碳體，應當加熱到Acm點以上，使滲碳體全部溶解到奧氏體中，然后快速冷卻，使先共析滲碳體來不及析出而發生偽共析轉變，得到偽共析組織，然后再球化退火。因此過共析鋼的退火必須在Acm點以下以避免網狀滲碳體的形成。5、何謂魏

13、氏組織？魏氏組織對鋼的力學性能有何影響？消除魏氏組織的常用方法有哪些？工業上將具有針（片）狀的鐵素體或滲碳體加珠光體的組織稱為魏氏組織，前者稱為魏氏組織鐵素體，后者稱為魏氏組織滲碳體。魏氏組織對鋼的力學性能的影響：一般認為，鋼中魏氏組織的存在，雖然對抗拉強度影響不大，但卻能顯著降低鋼的塑性，特別是沖擊韌性大為降低，也使鋼的冷脆轉化溫度升高。消除辦法：魏氏組織以及經常與其伴生的粗大晶粒使鋼的機械性能顯著下降。因此生產實踐中必須消除這種組織，常用的方法有退火、細化晶粒退火、鍛造等。6、試述珠光體等溫轉變的特點。影響珠光體轉變動力學的因素有那些？。各溫度下珠光體等溫轉變前都有一個“孕育期”o隨著等溫

14、溫度的降低，孕育期逐漸縮短，至某一溫度，孕育期最短。然后溫度進一步降低，孕育期反1、碳含量的影響而延長。共析鋼在550c時孕育期最短，轉變速度最快，此即TTT曲線的3奧氏體晶粒度的影響O 4加“鼻尖”。碳含量的影響O2奧氏體成分均勻性和過剩相溶解情況的影響O熱溫度和保溫時間O5應力和塑性變形“派敦處理”提高鋼絲強度的機理。7、影響珠光體力學性能的因素有那些？試述1片層間距2、珠光體團3、珠光體的形態。所謂派敦處理，就是使高碳鋼獲得細珠光體（索氏體）組織，再經過深度冷拔獲得高強度鋼絲的工藝。第四章1什么是馬氏體？其點陣結構是什么？馬氏體原先只是指鋼加熱到奧氏體區淬火后得到的組織，但現在馬氏體的含

15、義非常廣泛，凡是基本特征屬于切變共格型的相變均稱為馬氏體相變，其相變產物都稱為馬氏體在平衡狀態下，-Fe中的固溶度極?。ㄊ覝叵聻?.006%），而鋼中馬氏體的含碳量遠遠超過此值。C-Fe中的扁八面體間隙后，力使其變為正八面體間隙，所以引起點陣畸變。結果使短軸方向的Fe間距伸長36%,而另兩個方向縮短4%從而使體心立方變為體心正方點陣。由間隙碳原子造成的這種非對稱畸變稱為畸變偶極，可將其視為一個強烈的應力場，C原子就在這個應力場的中心。2、試簡要敘述馬氏體轉變的特點，馬氏體轉變的無擴散性的實驗證據有那些？一、切變共格與表面浮凸現象。二、無擴散性。三、具有特定的位向關系。四、慣習面。五、變變發生在

16、一個溫度范圍內一一降溫形成。六、轉變不徹底。七、高速形成。八、轉變可逆性。鋼中奧氏體轉變為馬氏體時，僅由面心立方點陣通過切變轉變為體心立方（體心正方）點陣，而無成分的變化；馬氏體相變可以在相當低的溫度（甚至4K）范圍內以極快的速度進行，在這樣低的溫度下，原子擴散的速度極小，相變已不可能以擴散的方式進行。實驗證據：鋼中奧氏體轉變為馬氏體時，僅由面心立方點陣通過切變轉變為體心立方（體心正方）點陣，而無成分的變化；馬氏體相變可以在相當低的溫度（甚至4K）范圍內以極快的速度進行，在這樣低的溫度下，原子擴散的速度極小，相變已不可能以擴散的方式進行。3、常見的馬氏體的形態有哪兩種，其亞結構分別是哪種晶體缺

17、陷？影響馬氏體組織形態的因素有哪些？一、板條馬氏體。板條內的亞結構主要是高密度的位錯，故又稱位錯馬氏體。二、片（針）狀馬氏體。亞結構主要是李晶，又稱李晶馬氏體。1化學成分。2、馬氏體形成溫度。3、奧氏體的層錯能。4、奧氏體與馬氏體的強度。5、滑移和學生的臨界分切應力。4、Ms點的物理意義是什么？試述影響鋼的Ms點的因素。Ms點的物理意義即為奧氏體和馬氏體兩相自由能之差達到相變所需最小驅動力之值時的溫度。（一）化學成分的影響。1）碳含量。2）氮含量。3）合金元素。（二）形變和應力的影響。（三）奧氏體化條件的影響。（四）淬火冷卻速度的影響。（五）磁場的影響5、簡要闡述形變、磁場誘發馬氏體的機理。由

18、于馬氏體相變時必然產生體積膨脹，因此多向壓應力將阻礙馬氏體形成，故降低Ms點；而拉應力或單向壓應力有利于馬氏體的形成，使Ms點升高。外加磁場使具有最大磁飽和強度的馬氏體相趨于更穩定。在磁場中馬氏體的自由能降低，而磁場對非鐵磁相奧氏體的自由能影響弁不大，因此兩相平衡溫度T0升高，Ms點也隨之升高。與形變誘發馬氏體相變相似，磁能補償了一部分化學驅動力，誘發馬氏體相變在Ms點以上即可發生。由于馬氏體相變時必然產生體積膨脹，因此多向壓應力將阻礙馬氏體形成，故降低Ms點；而拉應力或單向壓應力有利于馬氏體的形成，使Ms點升高。6、降溫馬氏體相變的動力學特點有那些？為何在略高于Ms點的溫度保溫可在鋼鐵表面形

19、成馬氏體？一、降溫形核，瞬時長大。二、等溫形核，瞬時長大。三、自觸發形核，瞬時長大。三、表面馬氏體相變。由于在表面形成馬氏體時可以不受三向壓應力的阻礙；在內部形成時，由于馬氏體的比容大于周圍的奧氏體而造成三向壓應力，使馬氏體難以形成。因此，表面馬氏體的Ms點要高于大塊試樣內部的Ms點。7、試討論馬氏體產生強化強化效果的機制。為何碳含量超過0.6%以后馬氏體的硬度不再增加？固溶強化； 時效強化：Ms點在室溫以上的鋼，在淬火過程中、室溫停留期間及外力作用下，發生自回火過程而導致鋼的沉淀強化或時效硬化； 相變強化：馬氏體相變過程中產生的亞結構的強化，如高密度的位錯。8、 為何馬氏體轉變有不徹底性（殘

20、余奧氏體產生的原因）？ 當大量的馬氏體形成后，剩下未轉變的奧氏體被分割成很小的區域弁受到巨大的各方向的壓力，阻止其繼續向馬氏體轉變； 許多工業用鋼的Mf點處于室溫以下，而通常淬火溫度在室溫，由于冷卻不充分必然形成一定數量的殘余奧氏體。9、何為奧氏體的熱穩定化，A殘的存在對鋼的性能有何影響？1、殘余奧氏體的熱穩定化現象。奧氏體轉變為馬氏體能力減低的一切現象，稱為奧氏體的穩定化。有害作用：1）軟而粘，耐磨性差，降低耐磨件的壽命；2）不穩定，易發生時效變形與時效開裂；3）易發生磨削裂紋；4）易轉變為馬氏體而提高脆性；有益作用：1）降低淬火硬度與工具鋼的疲勞強度。與硬脆的馬氏體共同存在時，有減震作用，

21、提高冷模鋼及低溫用鋼的韌性；2）在交變應力作用下，可提高鋼的疲勞強度；3）可防止齒輪的齒面發生點腐蝕；4）淬火鋼中（如高碳工具鋼）保留約15%的殘余奧氏體，可提高其韌性與塑性。第五章1、從組織形態上看，貝氏體可分為哪幾種、其組成相是什么？較高溫度形成的是上貝氏體，其碳化物為滲碳體，一般分布在條狀鐵素體之間。較低溫度形成的是下貝氏體，其碳化物既可以滲碳體，也可以為-碳化物，主要分布在鐵素體條的內部。2、試分別敘述上貝氏體和下貝氏體的形成過程，弁解釋“B上的轉變速度是受碳在奧氏體中的擴散所控制，而B下的轉變速度是受碳在鐵素體中的擴散所控制”的原因。一般情況下，隨著鋼中碳含量的增加，B上中鐵素體條增

22、多弁變薄，條間Fe3c量也增多，其形態也由粒狀變為鏈珠狀、短桿狀，直至斷續條狀。當碳含量達到共析成分時，Fe3c不僅分布于鐵素體條之間，也在鐵素體內沉淀析出，這種組織稱為共析鋼B上，隨著相變溫度的降低，B上中的鐵素體條變薄，Fe3C細化且彌散度增大。3、貝氏體中鐵素體也是以轉變機制形成，然而是在Ms點以上進行的，那么是如何滿足熱力學條件G2.5%)外，所有溶入奧氏體元素都增加過冷奧氏體的穩定性，使過冷奧氏體等溫轉變曲線右移，弁使Ms點下降。3、奧氏體狀態的影響。奧氏體晶粒大小：奧氏體晶粒細小t晶界總面積fT有利于新相的形核和原子的擴散t有利于先共析轉變和珠光體轉變t使珠光體轉變曲線左移；奧氏體

23、晶粒度對貝氏體轉變影響不大；奧氏體晶粒粗大T加快馬氏體轉變TMs 點 f。4、 共析鋼的TTT曲線與CCT曲線相比，有什么差異？共析鋼與過共析鋼的CCT圖無貝氏體轉變而TTT圖有。這是由于奧氏體的碳濃度高，使貝氏體轉變的孕育期延長，在連續冷卻時貝氏體轉變來不及進行便已冷卻至室溫。CCT曲線獲得困難，TTT曲線容易測得?？捎肨TT曲線定性說明連續冷卻時的組織轉變情況。方法是將CCT曲線繪在TTT曲線上，依其與TTT曲線交點的位置來說明最終轉變產物5、何為過冷奧氏體的臨界淬火速度？試述共析鋼以速度v(vcVvvvc冷卻過程中組織轉變的情況，室溫下所得到的組織是什么？過冷奧氏體在連續冷卻過程中不發生

24、分解，全部冷卻到Ms點以下發生馬氏體轉變的最小小冷卻速度，稱上臨界冷卻速度或臨界淬火速度。當冷卻速度介于上臨界速度vc與vc之間時，冷卻曲線先后穿過四個區域，最后得到鐵素體、珠光體、貝氏體及馬氏體的混合組織。第七章1名詞解釋：回火馬氏體、回火托氏體、二相式分解、離位析出、二次硬化、抗回火性?；鼗瘃R氏體：高碳鋼在350C以下回火時，馬氏體分解而形成的a-碳化物組成的復相組織稱回火馬氏體，用M回表示?；鼗鹜惺象w：由針狀a相和與其無共格關系的細小粒狀或片狀滲碳體組成的機械混合物稱為回火托氏體。二相式分解：80150C回火時，由于活動能力很低，碳原子只能在很短距離內擴散。微小的-碳化物析出后，只是周圍

25、局部馬氏體貧碳，遠處馬氏體的碳濃度不變。這樣馬氏體就變成了濃度不同的“二相”，故稱為二相式分解。離位析出：-碳化物的慣習面不同，-碳化物直接轉變來的，-碳化物溶解，弁在其它地方重新形核、長大的方式形成的，通常稱為“離位析出”。二次硬化：某些合金鋼在一定溫度范圍回火時，按獨立成核方式形成了特殊碳化物，具彌散度極高，又與a相保持共格聯系，使得鋼硬度反而比在較低溫度回火時有所升高，這種現象稱為“二次硬化”?？够鼗鹦裕汉辖鹪刈璧Ka相中碳含量的降低和碳化物顆粒長大而使鋼件保持高硬度、高強度的性質，稱為抗回火性或回火穩定性。2、試簡要敘述淬火高碳鋼在回火過程中溫度由低到高組織轉變的過程(幾個階段)?3、

26、合金元素對淬火鋼回火過程中馬氏體分解、碳化物類型轉變是如何影響的？對于馬氏體分解第一階段不發生顯著影響。對于馬氏體分解第二階段有顯著影響。合金元素影響了碳化物顆粒的聚集速度，從而影響了a相碳含量的降低。(1)非碳化物形成元素(Ni)、弱碳化物形成元素(Mn與C的結合力與Fe相當，所以對馬氏體分解無明顯影響。(2)強碳化物形成元素(Cr、MoWV、Ti等)與C的結合力強于Fe,增大了C原子在馬氏體中擴散的激活能，阻礙了C原子在馬氏體中的擴散，所以減慢了馬氏體分解的速度。(3)非碳化物形成元素Si和Co-FexC中，-FexC穩定，也減緩了碳化物的聚集，從而推遲了馬氏體的分解。4、解釋二次淬火和二

27、次硬化在提高鋼的硬度的機理的區別。當回火溫度處于貝氏體和珠光體區之間的奧氏體亞穩定區時，殘余奧氏體可以不發生分解，而在隨后的冷卻中轉變為馬氏體，這種在回火冷卻時殘余奧氏體轉變為馬氏體的現象稱為“二次淬火”。二次硬化：某些合金鋼在一定溫度范圍回火時，按獨立成核方式形成了特殊碳化物，具彌散度極高，又與a相保持共格聯系，使得鋼硬度反而比在較低溫度回火時有所升高，這種現象稱為“二次硬化”。5、 為什么彈簧類零件在淬火后一般采用中溫(300350C)回火？6、 試述第二類回火脆性產生的原因，防止第二類回火那些措施脆性可采用？第二類回火脆性產生的主要原因：回火時，P、As、Sb及Sn等雜質元素在原奧氏體品

28、界偏聚或以化合物的形式析出，降低了晶界的斷裂強度。對于用回火脆性敏感鋼制造的小尺寸工件，可采用高溫回火后快速冷卻的方法。對于大截面工件，應提高鋼的純度、減少雜質元素含量，或在鋼中添加適量的WMo等元素，來抑制雜質元素向晶界的偏聚，從而降低工件所產生的回火脆性。對亞共析鋼，可采用在A1A3兩相區加熱的亞溫淬火的方法，使P等有害雜質元素溶入鐵素體中，從而減小這些雜質元素在晶界上的偏聚，顯著減弱回火脆性。采用形變熱處理的方法也可以降低工件所產生的回火脆性。第八章1、名詞解釋：析出、人工時效、G.P.區、調幅分解、時效硬化、過時效。析出：析出(Precipitation)是指某些合金的過飽和固溶體在室溫放置或將它加熱到一定溫度，溶質原子在固溶體點陣中的一定區域內聚集或組成第二相的現象。人工時效：時效處理如采用在室溫下放置的方式進行，稱為自然時效；如采用加熱到一定溫度下進行的方