轻合金的组织与性能课件

轻合金的组织与性能轻合金的组织与性能轻合金概述

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。轻合金概述 轻金属是指密度小于3.50g/cm3的金属材料。轻合金的优点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

寿命和安全轻合金的优点高的比强度和比刚度1.1铝及铝合金的组织与性能1）Fe与Si总是同时存在，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α（Al12Fe3Si），而Si>Fe时形成富Si的化合物β（Al9Fe2Si2）。二者都是脆性化合物，但α相呈骨架状或团块状，而β相呈粗大的针状，故后者对塑性的危害更大。1.1铝及铝合金的组织与性能1）Fe与Si总是同时存在，因铝合金

强化元素：铜、镁、锌、锰、硅和稀土等铝合金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α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。按铝合金所处相图的位置分类：形变铝合金：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.Al－Mg、Al－Si、Al－Mn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。1.Zn、Cu、Mg和Si四种元素与Al形成二元（CuAl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。铝合金的强化铝合金的时效过程及组织时效硬化现象

1906年，德国WilmA发现时效硬化现象；1919年，弄清楚是由α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α'的分解过程为：<2→GP区→过渡相→平衡相铝合金的时效过程及组织铝合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：

<2→GP区→（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：Al－Cu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0.4～0.6nm，数量约1014～1016/cm3铝合金的时效过程及组织Cu原子富集区（约含90％Cu）；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射线测出的原子偏聚区。均匀固溶体GP区（Cu原子富集）Cu原子富集区（约含90％Cu）；无独立的晶格结构（与基体的碟形GP区针状GP区球形GP区碟针球形成原因：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。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（2）θ"相是Cu原子在GP区中有序化后形成（也有人认为是GP区重排），是Cu和Al混合交替层，有独立的晶体结构（Cu2Al5，正方结构），与基体共格。θ"相结构与基体已有差别，因此与GP相产生更大的共格应变（更大的强化）（2）θ"相结构与基体已有差别，因此与GP相产生更大的共格应（3）θ'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。θ'是高温时效产物，对硬化有一定贡献，但最大硬化发生在θ"数量处于最大值时，当θ"质点逐渐长大时，其数量逐渐减少，共格应变逐渐降低，合金逐渐软化（过时效）。（3）θ'是高温时效产物，对硬化有一定贡献，但最大硬（4）

平衡相θ（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。θ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。（4）

θ相与基体无共格关系，因此共格应变消失，同时随着其粗（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150－175℃间时效以θ"为主；

在225－250℃间时效以θ'为主；

高于300℃时效以θ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，不超过5天以GP区为主；10天以θ"为主，还能生成一部分θ'相；超过100天则完全由θ'相组成。（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，（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。（6）添加元素会对合金的析出条件和组织产生影响。（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Cu原子聚集区单层片状Cu富集区位于Al（200）面上的双层Cu富集区GP(II)多层析出物θ"相与基体半共格的θ'相Al-1.94%Cu合金在403K时效后析出物的高分辨图像（a）6.0×102s（b)6.0×104(c)1.8×107(d)1.8×107(e)3.6×107Cu原子聚集区单层片状Cu富集区位于Al（200）多层析出物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；

4α固溶体的浓度越高，强化效果越大。铝合金的时效规律1曲线随时间呈峰值特征；

铝合金的时效规律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；θ"相充分析出时，硬度达到最大；θ'相和θ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。强化机制Al-Cu合金时效硬化规律与析出相的关系对1.2镁及镁合金的组织结构与性能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。α-Mg：Al的Mg固溶体基体β-Mg：Mg17Al12（大块）α+β：共晶组织，层状，非连续析出，沿晶界形成网状组织形态铸态AZ91（Mg-9%Al-1%Zn-0.2%Mn）合金的组织镁合金的组织特点α-Mg：Al的Mg固溶体基体铸态AZ91（镁合金的组织特点Mg-7%Zn合金的铸态组织Mg-Zn合金中β1′和β2′析出形态（TEM）及位向关系示意图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→β2′→→ββ1'镁合金的组织特点Mg-7%Zn合金的铸态组织Mg-Zn合金中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。镁合金的蠕变性能蠕变：应力不变时，应变随时间的延长而增加的现镁合金的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α相的，还是稳定β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，将钛合金分为三类：α型钛合金，β型钛合金和α+β型钛合金。α：全α、近α和α+化合物合金。以铝、锡、锆为

主要合金元素，在近α型钛合金中还添加少量β稳定化元素，如钼、钒、钽、铌、钨、铜、硅等

β：热力学稳定型β合金、亚稳定β型合金和近β型合金

α＋β：以Ti-Al为基再加适量β稳定元素钛合金的组织钛合金的组织合金元素稳定元素间歇元素CNO置换元素AlCa中性元素置换元素Zr、Sn、Hf、Ge、Ce、La、Mg稳定元素间隙元素

H置换元素β同晶元素

V、Nb、Mo、Taβ共析元素慢速分解

Cr、Mn、Fe、Co快速分解

Si、Cu、Ag、Ni、Y、W、B钛合金的组织合稳定元素间歇元素CNO置换元素α＋β钛合金

兼有α、β两类钛合金的优点：从化学成分看，即有α稳定元素，又β有稳定元素；

从组织结构看，包含α和β两种固溶体；

从热处理方法看，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。α＋β钛合金α＋β钛合金(a)Ti-6Al-4V(b)Β-CEZα+β层状组织α＋β钛合金(a)Ti-6Al-4V(b)Β-CEZα+α＋β钛合金双态组织α＋β钛合金双态组织β相冷却时的转变根据合金成分和冷却条件，加热到β相区的钛合金可能发生下列转变：β→α+ββ→α+TixMyβ→α΄或α΄΄α΄：密排六方晶格，为六方马氏体α΄΄：斜方晶格，为斜方马氏体

β→ωω：亚稳定六方晶格β相冷却时的转变亚稳β合金1000℃固溶处理，300℃等温析出的ω相组织形貌，TEM（暗场）亚稳β合金1000℃固溶处理，300℃等温析出的ω相组织形貌β相冷却时的转变β相冷却时的转变β相在慢冷时的转变：合金加热到β相区后缓冷：将从β相中析出α。随着温度降低，α相不断增多，β相不断减少，β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α+β平衡组织。缓冷时，先在原β晶界开始形核长大，形成晶界α，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α构成一个群体，称为α集束，β相处于片状α相之间，呈连续的或间断的层片状，冷却后形成(α+β)。加热温度愈高、冷却愈缓慢，则α片愈厚，α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。β相在慢冷时的转变：β相在快冷时的转变

⑴不同成分钛合金从β相区淬火时的组织变化规律：钛合金从β相区淬火，发生无扩散的马氏体转变。当β稳定元素含量少时，β转变为六方马氏体α'。若β稳定元素含量高时，β转变为斜方马氏体α"。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ω相。β相在快冷时的转变小结

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.镁合金的蠕变性能

4.钛合金的组织及β相在冷却时的转变小结轻合金的组织与性能轻合金的组织与性能轻合金概述

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。轻合金概述 轻金属是指密度小于3.50g/cm3的金属材料。轻合金的优点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

寿命和安全轻合金的优点高的比强度和比刚度1.1铝及铝合金的组织与性能1）Fe与Si总是同时存在，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α（Al12Fe3Si），而Si>Fe时形成富Si的化合物β（Al9Fe2Si2）。二者都是脆性化合物，但α相呈骨架状或团块状，而β相呈粗大的针状，故后者对塑性的危害更大。1.1铝及铝合金的组织与性能1）Fe与Si总是同时存在，因铝合金

强化元素：铜、镁、锌、锰、硅和稀土等铝合金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α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。按铝合金所处相图的位置分类：形变铝合金：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.Al－Mg、Al－Si、Al－Mn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。1.Zn、Cu、Mg和Si四种元素与Al形成二元（CuAl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。铝合金的强化铝合金的时效过程及组织时效硬化现象

1906年，德国WilmA发现时效硬化现象；1919年，弄清楚是由α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α'的分解过程为：<2→GP区→过渡相→平衡相铝合金的时效过程及组织铝合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：

<2→GP区→（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：Al－Cu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0.4～0.6nm，数量约1014～1016/cm3铝合金的时效过程及组织Cu原子富集区（约含90％Cu）；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射线测出的原子偏聚区。均匀固溶体GP区（Cu原子富集）Cu原子富集区（约含90％Cu）；无独立的晶格结构（与基体的碟形GP区针状GP区球形GP区碟针球形成原因：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。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（2）θ"相是Cu原子在GP区中有序化后形成（也有人认为是GP区重排），是Cu和Al混合交替层，有独立的晶体结构（Cu2Al5，正方结构），与基体共格。θ"相结构与基体已有差别，因此与GP相产生更大的共格应变（更大的强化）（2）θ"相结构与基体已有差别，因此与GP相产生更大的共格应（3）θ'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。θ'是高温时效产物，对硬化有一定贡献，但最大硬化发生在θ"数量处于最大值时，当θ"质点逐渐长大时，其数量逐渐减少，共格应变逐渐降低，合金逐渐软化（过时效）。（3）θ'是高温时效产物，对硬化有一定贡献，但最大硬（4）

平衡相θ（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。θ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。（4）

θ相与基体无共格关系，因此共格应变消失，同时随着其粗（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150－175℃间时效以θ"为主；

在225－250℃间时效以θ'为主；

高于300℃时效以θ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，不超过5天以GP区为主；10天以θ"为主，还能生成一部分θ'相；超过100天则完全由θ'相组成。（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，（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。（6）添加元素会对合金的析出条件和组织产生影响。（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Cu原子聚集区单层片状Cu富集区位于Al（200）面上的双层Cu富集区GP(II)多层析出物θ"相与基体半共格的θ'相Al-1.94%Cu合金在403K时效后析出物的高分辨图像（a）6.0×102s（b)6.0×104(c)1.8×107(d)1.8×107(e)3.6×107Cu原子聚集区单层片状Cu富集区位于Al（200）多层析出物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；

4α固溶体的浓度越高，强化效果越大。铝合金的时效规律1曲线随时间呈峰值特征；

铝合金的时效规律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；θ"相充分析出时，硬度达到最大；θ'相和θ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。强化机制Al-Cu合金时效硬化规律与析出相的关系对1.2镁及镁合金的组织结构与性能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。α-Mg：Al的Mg固溶体基体β-Mg：Mg17Al12（大块）α+β：共晶组织，层状，非连续析出，沿晶界形成网状组织形态铸态AZ91（Mg-9%Al-1%Zn-0.2%Mn）合金的组织镁合金的组织特点α-Mg：Al的Mg固溶体基体铸态AZ91（镁合金的组织特点Mg-7%Zn合金的铸态组织Mg-Zn合金中β1′和β2′析出形态（TEM）及位向关系示意图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→β2′→→ββ1'镁合金的组织特点Mg-7%Zn合金的铸态组织Mg-Zn合金中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。镁合金的蠕变性能蠕变：应力不变时，应变随时间的延长而增加的现镁合金的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α相的，还是稳定β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，将钛合金分为三类：α型钛合金，β型钛合金和α+β型钛合金。α：全α、近α和α+化合物合金。以铝、锡、锆为

主要合金元素，在近α型钛合金中还添加少量β稳定化元素，如钼、钒、钽、铌、钨、铜、硅等

β：热力学稳定型β合金、亚稳定β型合金和近β型合金

α＋β：以Ti-Al为基再加适量β稳定元素钛合金的组织钛合金的组织合金元素稳定元素间歇元素CNO置换元素AlCa中性元素