轻合金的组织与性能-复习

1、三、轻合金的组织与性能轻合金的概述轻金属是指密度小于3.50g/cm3的金属材料。铝和镁的密度分别为2.70g/cm3和1.74g/cm3，故以铝和镁为基的合金被称为轻金属合金或轻合金。钛的密度为4.50g/cm3，现在也将其归类于轻金属。一般地说，轻合金的强度和刚度都比结构钢小。但它们的密度小，比强度(强度/密度)和比刚度(弹性模量/密度)都比较大，与结构钢，甚至与超高强度钢相当，所以与超高强度钢一起在航空工业中得到广泛应用，以减轻飞机结构重量，提高运载能力和速度。轻合金的概述高的比强度和比刚度优良的耐高低温性能耐腐蚀适应空间环境寿命和安全1.1铝及铝合金的组织与性能1） Fe与Si总是同时

2、存在，因此 Fe和Si在工业纯铝中基本呈三元化合物存在，出现FeAl3或游离Si的机会很少；2）当Fe>Si时形成富Fe的化合物（Al12Fe3Si），而Si>Fe时形成富Si的化合物（Al9Fe2Si2）。二者都是脆性化合物，但相呈骨架状或团块状，而相呈粗大的针状，故后者对塑性的危害更大。铝合金强化元素：铜、镁、锌、锰、硅和稀土等按铝合金所处相图的位置分类：铝合金:形变铝合金、铸造铝合金形变铝合金：相图中D点以左的部分。该类铝合金加热至固溶线FD以上时能形成单相固溶体，塑性好，适用于压力加工成形。不能热处理强化的形变铝合金：相图中F点以左的部分，组织为单相固溶体，且其溶解度不随温

3、度而变化，无法进行热处理强化；可热处理强化的形变铝合金：相图中F和D之间的形变铝合金，固溶体的溶解度随着温度而显著变化，可进行热处理强化。铸造铝合金：相图中D点以右的部分，有共晶铝合金、亚共晶铝合金和过共晶铝合金之分。1. Zn、Cu、Mg和Si四种元素与Al形成二元（CuAl2、Mg2Si、MgZn2）和三元（Al2CuMg、Al2Mg3Zn3）化合物，在Al中的溶解度随温度的降低而剧烈地减少，能通过热处理强化，称为可热处理强化型Al合金；2. AlMg、AlSi、AlMn二元合金，加入的合金元素虽然也有明显的溶解度变化，但热处理强化效果不大，只能以退火或冷作硬化态应用，称为不可热处理强化型

4、Al合金；3. Cr、Mn、Zr等元素的溶解度虽小，但对合金的耐热和耐蚀性改善有明显作用，因为这些过渡族元素能明显地抑制再结晶和细化晶粒 。铝合金的强化1、固溶强化2、时效强化（析出强化、沉淀强化）淬火后的铝合金，在室温停留或加热保温后，在析出第二相过程中造成性能（如强度、硬度等）变化的现象，称为时效。铝合金的时效过程及组织时效硬化现象1906年，德国Wilm A发现时效硬化现象；1919年，弄清楚是由过饱和固溶体分解引起的；1935年，发现在平衡相析出前还有过渡相；1938年，Guinier和Preston发现GP区。至此，完全弄清过饱和固溶体'的分解过程为： GP区过渡相平衡相铝合

5、金的时效过程及组织现以Al-Cu合金为例分析，Al-Cu合金的分解过程为： GP区 平衡相 （1） GP区1938年，A.Guinier和G.D.Prestor各自独立用X射线结构分析方法发现：AlCu合金单晶体自然时效时在基体的100面上发生了铜原子偏聚，构成了富铜的圆盘形片（约含铜90）即G.P区。G.P区的形状与尺寸：在电子显微镜下呈圆盘状，直径约 5 10nm，厚约0.40.6nm，数量约10141016/cm3Cu原子富集区（约含90Cu）；无独立的晶格结构（与基体的结构相同）；与基体共格，界面能小；形状可能是片状、球状和针状，主要取决于共格应变能（组元原子半径差）；是合金中能用X射

6、线测出的原子偏聚区。均匀固溶体GP区（Cu原子富集）碟形GP区球形GP区针状GP区形成原因： G.P区的形核呈均匀分布，其形核率与晶体中非均匀分布的位错无关，而完全依赖于淬火所保留下来的空位浓度（因为溶质原子可借助于空位进行迁移）。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。1由于GP区与基体间没有相界面（完全共格），界面能极小，形核功也小，因此在空位的帮助下在很低的温度即能迅速形成；2作为GP区晶核的微小偏聚区，数量非常大，形成速度极高，但只有长大到一定尺寸才能成为GP区；3偏聚区的

7、长大需要原子扩散迁移，因此以溶质原子的扩散速度可估计GP区的形成速度。（2） 相"相是Cu原子在GP区中有序化后形成的（也有人认为是GP区重排），是Cu和Al混合的交替层，有独立的晶体结构（Cu2Al5，正方结构），与基体共格。"相结构与基体已有差别，因此与GP相比产生更大的共格应变（更大的强化）（3） 相'相的化学组成与CuAl2相当（有人认为Cu2Al3.6），也是正方结构，与基体部分共格，是该系合金中第一种能在光学显微镜下观察到的产物。'是高温时效产物，对硬化有一定贡献，但最大硬化发生在"数量处于最大值时，当"质点逐渐长大时，其数量

8、逐渐减少，共格应变逐渐降低，合金逐渐软化（过时效）。（4） 相平衡相（ CuAl2）是退火产物 ，具有正方结构，与Al的晶格结构差别更大，与基体无共格关系。相与基体无共格关系，因此共格应变消失，同时随着其粗化，数量减少，相邻颗粒间的平均距离增大，合金软化而远离其峰值强度状态。（1）过饱和固溶体的分解虽可分几个阶段，但并不是截然分开的，只能说在一定温度和时间内以某一阶段为主。如：Al-4Cu合金在130 以下时效以形成GP区为主；在150175 间时效以"为主；在225250 间时效以'为主；高于300 时效以为主。同一温度，时效不同时间也可得到不同组织。如在130 时效，不超

9、过5天以GP区为主；10天以"为主，还能生成一部分'相；超过100天则完全由'相组成。（2）同系不同成分的合金，可能有不同的分解序列，过饱和大的合金更易出现GP区或过渡相。（3）由于多晶体各部分的能量条件不同，在同一时期可能出现不同的分解产物，一般在晶内广泛出现GP区或过渡相，而在晶界可能出现平衡相。（4）各个合金系的分解序列不一定相同，如Al-Cu合金可能出现两种过渡相，而大部分合金系只存在一种过渡相。（5）改变合金的分解条件，第二相析出的情况可能发生改变（P89-90）。（ 6）添加元素会对合金的析出条件和组织产生影响（P91）。Cu原子聚集区位于Al（200）面

10、上的双层Cu富集区单层片状Cu富集区多层析出物"相GP(II)与基体半共格的'相铝合金的时效规律1曲线随时间呈峰值特征；2初期硬度升高很慢或不升高（有蕴育期）；3提高温度能提高硬化速率、缩短时效时间降低硬度峰值；降低温度能阻碍或抑制硬化效应；4 固溶体的浓度越高，强化效果越大。强化机制时效温度较低时，GP区析出，随时效时间的增加，强度增加； "相充分析出时，硬度达到最大；'相和平衡相析出，硬度下降。时效温度升高，可能没有GP区析出，时效硬化的峰值时间缩短。Al-Cu合金时效硬化规律与析出相的关系对于不同时效阶段，合金的强化机理是不相同的，但都和位错与第二相的

11、交互作用有关。对铝合金而言，小于临界尺寸的可变形粒子，位错切过产生的强化由五部分构成。1.共格强化；2.模量强化；3.化学强化；4.有序强化；5.层错强化。粒子长大超过某一临界尺寸，位错不能切割粒子滑移，其强化作用按绕过机制进行。1.2镁及镁合金的组织结构与性能镁合金合金化元素Al、Zn、Li、Ce、Zr、Th、Ag等，起到固溶强化作用。（1）比强度高，高于铝合金（2）减振性好（3）切削加工性好（4）抗蚀性差镁合金的组织特点镁合金组织与合金种类和热加工条件有关。铸态AZ91（Mg-9%Al-1%Zn-0.2%Mn）合金的组织-Mg：Al的Mg固溶体基体-Mg：Mg17Al12（大块）+：共晶组

12、织，层状，非连续析出，沿晶界形成网状组织形态镁合金的组织特点-Mg相与少量的MgZn共晶相分布在晶界和晶内Mg-Zn合金固溶时效过程中，析出相的变化为：过饱和固溶体Zn原子团簇GP区1'2'镁合金的蠕变性能蠕变：应力不变时，应变随时间的延长而增加的现象，是一种缓慢变形。注意与塑变的区别。在合金中加入Si，Sb以后形成Mg2Si和Mg3Sb2，分布在晶界和晶内，这两种金属间化合物在较高温度下比Mg17Al12更稳定，提高了蠕变性能。镁合金的蠕变性能钛合金的组织钛的合金化主要取决于加入的合金元素是稳定相的，还是稳定相的。根据加入的合金元素种类和含量的不同，按组织类型分，将钛合金分为

13、三类：型钛合金，型钛合金和+型钛合金。：全、近和+化合物合金。以铝、锡、锆为主要合金元素，在近型钛合金中还添加少量稳定化元素，如钼、钒、钽、铌、钨、铜、硅等：热力学稳定型合金、亚稳定型合金和近型合金：以Ti-Al为基再加适量稳定元素钛合金的组织稳间隙元素 C、N、O定元素置换元素Al、Ga合金元素中性元素置换元素间隙元素Zr、Sn、Hf、Ge、Ce、La、MgH稳定元同晶元素V、Nb、Mo、Ta素置换元素慢速分解Cr、Mn、Fe、Co共析元素快速分解Si、Cu、Ag、Ni、Y、W、B钛合金兼有、两类钛合金的优点：从化学成分看，即有稳定元素，又有稳定元素；从组织结构看，包含和两种固溶体；从热处理

14、方法看，即可以在退火状态下使用，又可在淬火、时效状态下使用；从力学性能看，即有较高的室温强度，又有较高的高温强度，塑性也好。钛合金钛合金相冷却时的转变根据合金成分和冷却条件，加热到相区的钛合金可能发生下列转变：+TixMy或：密排六方晶格，为六方马氏体：斜方晶格，为斜方马氏体：亚稳定六方晶格相冷却时的转变相在慢冷时的转变：合金加热到相区后缓冷：将从相中析出。随着温度降低，相不断增多，相不断减少，稳定化组元浓度连续增高。当达到室温时，两相分别达到各自平衡浓度，室温得到+平衡组织。缓冷时，先在原晶界开始形核长大，形成晶界，然后从晶界向晶内呈集束状扩展，直至互相接触为止。相互平行位向一致的一组片状构

15、成一个群体，称为集束，相处于片状相之间，呈连续的或间断的层片状，冷却后形成(+)。加热温度愈高、冷却愈缓慢，则片愈厚，集束尺寸也愈大，形成位向比较单一的集束，这种组织称并列式魏氏结构。相在快冷时的转变不同成分钛合金从相区淬火时的组织变化规律：钛合金从相区淬火，发生无扩散的马氏体转变。当稳定元素含量少时，转变为六方马氏体'。若稳定元素含量高时，转变为斜方马氏体"。当合金元素含量在临界浓度附近时，淬火形成亚稳定六方晶格相。转变与马氏体转变的异同点：相同点：相变速度快，即使很高冷速也不能抑制其进行；母相与相成分相同；转变具有可逆性，保持共格界面等，故变是一种非扩散相变。不同点：形核

16、率高，形核容易，长大困难，尺寸细小弥散，表面没有浮凸效应。不同成分合金从相区淬火，可得到六种组织：'；"；"+m（亚稳定相)；+()，()及m。相在快冷时的转变同一成分合金，从不同温度淬火时组织变化规律：钛合金在(+)两相区不同温度淬火，所发生组织转变决定于在加热温度下相的成分，其对应关系与相区淬火相同，只是组织中还包含部分不发生转变的初生相。同一成分合金经不同温度淬火可得到下列组织'，初+'；初+"；初+"+m；初+"+()及初+ m。小结1.可热处理强化与不可热处理强化铝合金相图2.铝合金的时效过程及时效规律3.镁合

17、金的蠕变性能4.钛合金的组织及相在冷却时的转变3.金属贮氢材料的基本原理在一定条件下，氢以原子形式与M（金属或合金）反应吸附，形成金属氢化物（MHn）；改变条件，MHn分解释放出氢气。M对氢的吸附与释放是一个可逆过程：M+1/2H2MHn±H吸氢时放热，吸热时放氢。403.金属贮氢材料的基本原理3.1金属氢体系的相平衡：P-C-T曲线 ( P-C等温线)衡量贮氢材料热力学性能的重要曲线金属氢化物氢含量压力组分温度金属氢化物任一温度的分解压有3个区域，对应金属合金与H2反应的3步： 相区:含氢固溶体; (+)互溶区:两相共存的平台区; 相区:金属氢化物。413.金属贮氢材料的基本原理3

18、.1金属氢体系的相平衡：Gibbs相率 F = C P + 2F ：自由度;C ：体系的组分;P ：相数. 相区: F = C P + 2 = 2 2 + 2 = 2,固定温度，压力和组分可变; (+)互溶区: F = C P + 2 = 2 3 + 2 = 1,固定温度，如果组分变化则压力不变; 相区: F = C P + 2 = 2 2 + 2 = 2,固定温度，压力和组分可变。423.金属贮氢材料的基本原理3.1金属氢体系的相平衡：相区：固溶度HS.S与固溶体平衡氢压的平方根 PH2½成正比单一的固溶体相对于整个贮氢系统并不重要。433.金属贮氢材料的基本原理3.1金属氢体系的

19、相平衡： + 相区：固溶体吸附饱和，进一步与氢反应，生成部分氢化物相（相）：x是固溶体中的氢平衡浓度，y是合金氢化物中氢的浓度，一般yx。443.金属贮氢材料的基本原理3.1金属氢体系的相平衡：相区：全部金属变成金属氢化物，提高氢压，相组成逐渐接近化学计量组成。氢化反应结束，氢压显著增加。453.金属贮氢材料的基本原理3.1金属氢体系的相平衡：得到的信息：金属氢化物中氢的含量，任一温度下金属氢化物的分解压力。平台压力、平台宽度和滞后效应是金属贮氢材料吸放氢性能的主要指标。463.金属贮氢材料的基本原理3.2 + 相区：Vant-Hoff等温方程：假设H和S与温度无关473.金属贮氢材料的基本原

20、理3.2 + 相区：各种金属氢化物的分解压与温度的关系483.金属贮氢材料的基本原理3.2 + 相区：在T的很大范围内，lnPH2与1/T呈线性关系。根据斜率可求出H°，根据截距可求出S°。S°越大，平衡分解压越低，氢化物越稳定；H°大多数为负值，绝对值越大，氢化物越稳定。493.金属贮氢材料的基本原理3.2 + 相区：合金氢化物H的选择标准:T = 298 K (R.T.), PH2 = 0.1 MPa, S 125 J/mol.K H2. H = 37.5 kJ/mol H2如果PH2 = 0.01 1 MPa, T = 298 K (R.T.),H

21、 = 29 46 kJ/mol H2IAVB族的放热型金属与VIBVIIIB族的吸热金属合理配制成合金，可得到上述范围内的金属化合物。50吸氢反应机理氢分子与合金接触，吸附于合金表面，氢的H-H键解离，成为原子状的H，原子状的氢从合金表面向内部扩散，侵入比氢原子半径大得多的金属原子与金属的间隙中形成固溶体。51吸氢反应吸氢反应是一个多相反应，有下列基础反应组成：1.H2传质；2.化学吸附氢的解离，生成吸附氢Had；3.表面迁移；4.吸附氢转化为吸收氢Habs；5.氢在相中扩散；6.相转变为相；7.氢在相中扩散524.金属贮氢材料结构H以原子形式进入金属贮氢材料的间隙，实现氢的吸附贮存H原子大小

22、：直径d=0.46Å贮氢材料的间隙534.金属贮氢材料结构Position for H occupiedHydrogen onTetrahedral SitesHydrogen onOctahedral Sites544.金属贮氢材料结构4.2间隙554.金属贮氢材料结构4.2间隙R为金属原子半径56晶体结构fccbcchcp八面体间隙数No466八面体间隙大小riso0.414R(100) 0.154R ，(110) 0.633R0.414R四面体间隙数Nt81212四面体间隙大小rist0.225R0.291R0.225R原子数Na426No/Na131Nt/Na2624.金属贮

23、氢材料结构4.2间隙通常间隙半径（radius of interstice site）< 0.1 nm.氢一般进入较小原子半径金属的八面体间隙，例如Ni，Cr，Mn ，Ti等;较大原子半径金属的四面体间隙，例如Re，Zr等。一般贮氢材料中，贮氢后晶体中的氢原子数为金属原子数的1-2倍。574.金属贮氢材料的结构只有能在温和条件下大量可逆吸收和释放氢的金属和合金氢化物才能做贮氢材料。目前具有实用价值的金属贮氢材料有稀土型AB5型，锆钛系拉夫斯相AB2型，钛系AB型；镁系AB型以及钒系固溶体型等。584.金属贮氢材料结构4.3 AB5型LaNi5LaNi5是CaCu5型结构，六方晶系。LaN

24、i5及单胞的晶体结构594.金属贮氢材料结构4.3 AB5型LaNi5晶胞中有6个变形四面体空隙,每个空隙由2La+2Ni共4个原子围成：604.金属贮氢材料结构4.3 AB5型LaNi5晶胞中还有3个变形八面体空隙(即8×1/4+2×1/2=3),每个空隙由2La+4Ni共6个原子围成：614.金属贮氢材料结构4.5 AB2型（Ti、Zr系拉夫斯相合金）通式为AB2的化合物，其借助于两种不同大小的原子配合排列成密堆结构，称为Laves（拉夫斯）相。理论上Laves相的A原子和B原子半径比值rA/rB为1.255 (1.051.68)。在拉夫斯相中，金属为致密聚集的结构，有

25、C14（MgZn2型，六方相），C15（MgCu2型，立方相）及C36（MgNi2型，六方相）3种。AB2型合金具有多样的晶体结构和较宽的组成范围，除拉夫斯相合金外，AB2型合金还有些非拉夫斯相的合金，如ZrNi, Zr9Ni11， Zr7Ni10等。624.金属贮氢材料结构4.5 AB2型（Ti、Zr系拉夫斯相合金）63634.金属贮氢材料结构4.5 AB2型（Ti、Zr系拉夫斯相合金）H进入拉夫斯相合金晶格中的位置，全部是四面体间隙64644.金属贮氢材料结构4.5 AB2型（Ti、Zr系拉夫斯相合金）两个共面的四面体间隙间的距离是0.16nm；两个不共面的四面体间隙间的距离是0.22nm。每个拉夫斯相合金晶胞中的间隙总数为17，具体组成与分布如下表所示65654.金属贮氢材料结构4.5 AB2型（Ti、Zr系拉夫斯相合金）在拉夫斯相合金晶胞中H的最大容量？Switendick提出：稳定的氢化物中 H与H之间的距离要大于0.21 nm；Shoemak