金属材料学复习资料

1金属材料学－复习2课程特点和要求特点综合性、应用性、经验性要求掌握合金化理论的基本知识，了解材料成分设计的基本依据，熟悉生产中常用的材料及其热处理工艺、组织、性能之间的关系，根据零件技术要求，能正确地选择材料和制订工艺。思路主线：材料成分-工艺-组织-性能-应用之间的有机关系核心：合金化原理3考试类型简答题：60%综述题：40%考试成绩：70%平时成绩：30%4第三章

铝合金内容提要51.综合运用时效理论，结合时效过程成分、结构、组织变化，综合分析不同阶段强化机制，及对材料性能影响。2.掌握变形铝合金：四位数牌号，组分，组织，常见合金系及性能。3.掌握铸造铝合金：四位数牌号，组分，常见合金系及性能。4.合金化原则。主要合金元素“铜、镁、硅、锌、锰”及微量元素

、杂质元素的主要沉淀强化相，作用。6第五节

铝合金的经典固溶时效理论7Al中添加合金元素，就能使其组织结构和性能发生改变，适于做加工材或铸造零件合金化元素：Cu、Mg、Zn、Si强度Cr、Zr、Mn细化晶粒（1）在Al中溶解度有限溶于Al形成α固溶体（2）不溶于的Al的形成化合物β固溶处理及时效Al-M相图变形铝合金铸造铝合金能热处理强化CD不能热处理强化生产应用：有色金属及沉淀硬化不锈钢等强化的主要手段。αβ

α＋βABγ9铝基固溶体合金元素与铝均形成有限固溶体；Mn、Mg、Zn等二元系不产生沉淀强化相元素ZnMgCuLiMnSiCrVCdTiZrCaw82.217.45.64.21.821.650.720.60.471.150.280.1主要合金元素在铝中的极限溶解度10铝基固溶体Al-Mg：α固溶体随Mg从2%增至6%，强度提高Mg5Al8相Al-Mn：MnAl6可阻止晶粒长大Mn固溶于Al提高再结晶温度Al-Zn：Zn固溶于Al起固溶强化，效果好11淬火：将铝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。结构不发生变化，称为固溶处理固溶处理及时效时效：淬火后的过饱和固溶体具有较高能量状态的亚稳定相，经加热到一定温度或在室温下保持一段时间，通过过饱和固溶体的脱溶分解，向低能状态转化性能：强度、硬度提高脱溶时效——时间效应所引起的合金性能变化。脱溶/沉淀（时效的实质）----从过饱和固溶体中析出第二相(沉淀相)或形成溶质原子聚集区以及亚稳定过渡相的过程。属扩散型相变。过饱和α固溶体析出固溶处理饱和α固溶体＋析出相（固溶淬火）固溶处理速冷人工时效自然时效Ttαβ

α＋βABα过饱和α饱和α＋析出相溶质偏聚区亚稳过渡相稳定第二相固溶处理及时效13除硅以外，铝合金的合金元素属于置换式溶质，对面心立方铝基体产生球对称畸变，固溶强化效果有限。(1)铝合金过饱和固溶体的结构硅置换式溶质空位溶质和空位的双重过饱和固溶体14(1)铝合金过饱和固溶体的结构溶质与空位存在结合力，使空位能稳定处于固溶体中，时效时溶质可通过空位机制扩散，簇聚和形成沉淀相。Ni3Al的（111）密排面上回旋反位桥机制原子迁移过程示意图Ni3Al中可能存在的两种六步循环跃迁机制--弯曲110循环15(1)铝合金过饱和固溶体的结构固溶温度愈高，空位浓度愈大，时效时溶质扩散愈快。

点缺陷的平衡浓度——ArrheniusequationNe—平衡空位数

N—原子总数

Ev—每增加一个空位的能量变化

k—玻尔兹曼常数

T—绝对温度A由振动熵决定的系数，取1~10，通常取1。T↑--C↑16铝合金典型的沉淀过程的晶体结构变化包括四个阶段，G.P区、共格过渡相(θ’’)、半共格过渡相(θ’)、最终形成稳定相(θ)

。(2)沉淀过程的晶体结构变化双重过饱和固溶体G.P区共格过渡相半共格过渡相稳定相17(a)溶质簇聚G.P区(G：Guinier，P：Preston)首先，在某晶面上出现溶质簇聚，称之为G.P区。(1)G.P区没有独立的晶体结构,与基体共格;(2)过饱和固溶体分解初期形成，形核功小、速度快，一般在母相中均匀形核，许多铝合金可在室温生成G.P区;(3)热力学上是亚稳定的。(4)硬度上升。溶质簇聚G.P区(001)α(010)α与母相共格，固弹性畸变能大、界面能小；18(a)溶质簇聚G.P区(G：Guinier，P：Preston)G.P区形核：G.P.区数目比位错数目大的多，因此G.P.区的形核主要依靠浓度起伏的均匀形核，而不是依靠位错的不均匀形核。dCu=87%×dAl19G.P区可为盘状，尺寸较小，厚度只有几层原子，直径一般不超过10nm；尺寸与时效温度T有关，T高，尺寸大；也可呈球状、针状、圆盘状，伴有强度、硬度升高。析出物体积一定，弹性畸变能按球状→针状→圆盘状减小(a)溶质簇聚G.P区(G：Guinier，P：Preston)温度

→直径大小25℃，<5nm100℃，15~20nm200℃，80nm20第二阶段，沉淀出与基体共格的过渡相，以平衡相符号在上方加两撇表示，如θ´´、δ´´等.过渡相在G.P.区形成之后，通过（1）G.P.区为基础逐渐演变为过渡相，如Al-Cu合金；（2）与G.P.区无关，过渡相独立形核长大，如Al-Ag.(b)共格过渡相共格过渡相，θ´´、δ´´等共格界面21Al-Cu合金中，一般以G.P.区为基础，沿其直径或厚度（为主）方向长大形成过渡相。Al-Cu合金中的θ´´相具有正方点阵，a=b=4.04Å与Al相同，c=7.8Å，CuAl2(b)共格过渡相薄片状，厚度约为0.8~2nm，直径约为14~15nm22(b)共格过渡相有确定的结构和成分，与平衡相稍有不同，一般在位错等晶体缺陷处形核，尺寸大于G.P区，与基体完全共格，且与基体有所差别，所以界面有更高的弹性共格应变场。不同合金中的共格有序相的形状各异，合金的伴有硬度、强度的较大幅度提高。23第三阶段，转变为半共格过渡相，以平衡相右上方的一撇表示，如：θ´、S´、η´、δ´等。随时效过程进行，θ´´相周围的共格关系部分遭到破坏，发生θ´´→θ´转变。θ´成分接近金属化合物化学计量比。(c)半共格过渡相24(c)半共格过渡相半共格过渡相，θ´、δ´等半共格界面，弹性应变场变弱,强硬度降低与共格过渡相相比，其晶体结构更接近平衡相，尺寸更大，加之，与基体的共格关系部分破坏，弹性应变场变弱。Al-Cu,a=b=4.04Å，c=5.8Å，成分与CuAl2相当25(d)平衡相结构最终阶段，沉淀相与基体脱离共格关系。随θ´相成长，周围基体中的应力和应变不断增大，弹性应变能也越来越大，θ´不稳定。长到一定尺寸后与α相完全脱离，达到平衡相结构成为独立的平衡相，强度、硬度显著下降。平衡相，θ、δ等沉淀相与基体脱离共格，强度、硬度显著下降G.P共格4.044.044.044.047.685.86.0666.0664.87相abc与基体关系共格半共格非共格母相α4.044.044.0427（a）G.P区呈圆片状，是沿基体(100)面分布的Cu原子富集区（b）θ’’相，圆盘状，成份接近CuAl2，正方结构，a=b=0.404nm，c=0.78nm与基体一致，与基体共格，且产生一定的弹性畸变（c）

θ’’密度高，硬度最大当时效温度更高或时间更长时，θ’’→θ’,θ’，正方结构，a=b=0.404nm，c=0.487nm,与基体非共格，应变场减弱，硬度下降Al-Cu4.5%w合金540℃淬火后130℃16h，(b)130℃24h(c)160℃5h，(d)θ’’相与基体共格应变场示意图abcd28沉淀过程虽可分为几个阶段，但往往是相互交叠并竞争的，在一定的温度和时间有一个主要的阶段。另外，不是所有的铝合金沉淀过程都遵循以上四个阶段。(2)沉淀过程的晶体结构变化Al-Mg、Al-Zn合金在较高温度时效，不出现G.P区和共格过渡相，直接形成半共格过渡相。MgZn2的不存在共格过渡相阶段，Mg2Si的过渡相阶段可忽略。Al-Li合金δ´（Al3Li）首先沉淀出非化学计量比有序相，随后转变为化学计量比有序相Al3Li。2930淬火态，单相固溶体，铜原子在基体中混乱分布时效初期，单相固溶体中形成保持共格界面的GP区时效中期，形成半共格界面的过渡相高温时效，固溶体中析出非共格界面的平衡相31(a)

共格界面(b)半共格界面(c)非共格界面弹性应变能：大中小界面能：小中大脱溶不直接沉淀出稳定相：平衡相一般与基体形成新的非共格界面、界面能大；脱溶产物与基体完全或部分共格，界面能小；界面能小的相，形核功小，易形成；且G.P区与基体浓度差较小，易通过扩散形核并长大，所以一般脱溶时先形成G.P.区。1、冷时效和温时效冷时效：

较低温度下进行的时效其硬度一开始迅速上升，达到一定值后恒定冷时效温度越高，硬度上升愈快，能达到的硬度值越高故可用提高时效温度的办法缩短时效时间冷时效主要形成G.P区

时效时的性能变化1、冷时效和温时效温时效：较高的时效温度下进行，有孕育期，然后硬度迅速上升,

达到极值后随时间延长而下降。（过时效）温时效温度越高，硬度上升速度越快，但能达到的最大硬度值越低，越容易出现过时效。温时效析出的是过渡相与平衡相。

时效时的性能变化时效时引起硬度变化的因素：1）固溶体的贫化2）基体的回复与再结晶3）新相的析出使硬度随时效时间延长而单调下降使硬度升高但当析出相与母相共格关系被破坏及析出相粗化后，硬度又将下降。时效前期，弥散析出相引起的硬化超过了前两个因素所引起的软化。（G.P区，θ〞）时效时的性能变化35G.P区θ’’θ’时效时的性能变化36铝合金的固溶时效过程时效过程固溶过程溶质和空位的双重过饱和固溶体除硅以外，合金元素属于置换式溶质，球对称畸变，固溶强化效果有限。半共格过渡相，θ´、S´等。晶体结构接近平衡相，共格关系部分破坏，弹性应变场变弱，硬度、强度开始下降。脱离共格关系，θ、S等,达到平衡相结构，强度、硬度显著下降。共格过渡相，θ´´、δ´´等，确定的结构和成分，一般在缺陷处形核，高共格应变场。硬度、强度的较大幅度提高晶面上溶质簇聚，G.P区。没有独立的晶体结构，形核功小，均匀形核，硬度、强度提高。371、硬度高的质点3、时效过程有一系列弥散分布亚稳相，与基体共格，产生较大的共格应变区2、沉淀相在铝基固溶体中高温溶解度高、低温，溶解度降低，且析出较大体积分数的沉淀相（3）沉淀强化机制铝合金沉淀强化相基本条件38位错运动阻力↑位错通过G.P区能量↑半共格过渡相、稳定相内应变强化共格、半共格过渡相位错绕过沉淀相强化位错切过沉淀相强化

b↑（3）沉淀强化机制39时效早期的G.P区与基体点阵结构和点阵参数不同,存在错配度，在析出相周围将产生不均匀畸变区，不均匀应力场；产生的应力场对位错运动有一定的阻碍作用。①内应变强化(Mott-Nabarro机理根据位错理论，位错弯曲半径r与切变模量G、柏氏矢量b、切应力τ存在关系：r=Gb/2τ此关系没有考虑到应力场的间距、尺寸和体积分数等重要参数。

40时效初期，应力场高度弥散不足以使位错弯曲。在位错运动的某一时刻，部分应力场的峰值处于位错前方，对位错有向后推力，峰值处于位错后方的应力场的作用力则反之，两者的作用有一定程度的抵消，对位错的合阻力小。①内应变强化时效初期应力场弥散位错直线位错前后应力场有抵消合阻力小强度低41溶质偏聚，应力场的间距开始拉开，形成共格沉淀相，形成沉淀应力场。新相颗粒间距拉大，使位错能够弯曲绕过，整根位错可能全部处于能谷位置。42①内应变强化随时效进行应力场及其间距变大位错弯曲同时越过多个应力场峰值合阻力大高强度越多越粗应力场——强化效果越好——内应变强化阶段，强度随应力场的间距增大而提高，强度与沉淀物尺寸、间距的关系，与位错绕过机制相反。43②可变形微粒—位错切过机制(Kelly-Nicholson理论)44质点不太硬相与相之间有一定的间距析出相与基体协同变形45位错运动阻力↑位错切过晶格结构不同能量↑形成台阶错配能↑反相畴界能↑新增界面能阻碍位错运动位错能量、张力变化

b↑②位错切过沉淀相强化粒子周围弹性应力场粒子与基体弹性模量差46位错遇到粒子切截面能量↑后续运动位错运动阻力位错运动阻力↑

↑越多越密粒子——强化效果越好——加工硬化率塑性②位错切过沉淀相强化位错滑移集中＝共面滑移五种作用

47实验证明位错可以切过Al-Zn系合金的G.P区、Al-Cu系合金的G.P区和θ´´相、Al-Zn-Mg系合金的η´相、Al-Ag系合金的γ´相、Al-Li系合金的δ´相。上述沉淀物与基体的晶体结构相似，共格位错可较容易地进入并切过沉淀相；半共格，晶体结构相似，位错也可切过。作用于时效前期。②位错切过沉淀相强化位错运动阻力来自三个方面，沉淀相与基体的错配度应力场，沉淀相被位错穿过后新增界面能以及切截面上溶质-溶剂原子关系变化引起的化学强化。48屈服强度σy与沉淀相体积分数f和半径r的关系，c、m、p为常数：σy=cmpfr②位错切过沉淀相强化位错切过沉淀相的某一滑移面，该面对后续位错的阻力减小，后续位错会沿相同滑移面连续切过之，出现共面滑移，对应低的加工硬化率，对疲劳、塑性、断裂韧性均有不利的影响。49对Al-Li、Al-Zn-Mg合金等，抑制共面滑移，是改善合金性能的核心技术问题。通过增大时效程度，使沉淀相尺寸、间距增大，可由位错切过机制变为位错绕过机制，但往往以牺牲强度为代价。②抑制共面滑移靠合金化引入位错不可切截沉淀相的复合沉淀强化和改变原沉淀相的结构是主要方案。50靠近③不可变形微粒——弯曲、变长——包围、连接——留下位错环——位错绕过机制位错线在相颗粒间凸出，扩展、相遇、相消、重新连接成一根位错线，留下一圈位错环，位错密度不断提高，粒子有效间距缩小，加工硬化率增加。后续位错运动困难，引起形变强化51绕过析出相强化当析出相聚集长大，析出相间距增大，析出相比较硬时，位错线不能以切过方式通过时，可绕过析出相。强化机制：位错线弯曲，长度增加，形成新的位错环，均需增加外力做功，表现为强度增加；留下的位错环对下一根位错通过也产生阻力，引起形变强化。③不可变形微粒——位错绕过机制(Orowan理论)52位错遇到粒子弯曲变长能量↑后续运动位错运动阻力↑位错运动阻力↑

↑越多越密粒子——强化效果越好——加工硬化率↑位错滑移分散塑性↑③位错绕过沉淀相强化留下位错环53随时效进行，当沉淀相的尺寸和间距增大，或沉淀相与基体的晶体结构差别较大，位错只能采用Orowan环形模型的方式绕过质点，留下位错环。由于位错环对后续位错的反作用力，促进后续位错交滑移进入其它滑移面，使塑性变形均匀化，对应高的加工硬化率。③位错绕过沉淀相强化54③位错绕过沉淀相强化位错绕过沉淀相，屈服强度σy与沉淀相间距λ、切变模量G、柏氏矢量b的关系，σ0为不含沉淀相的屈服强度：σy=σ0+0.8Gb/λ此关系式说明合金屈服强度随沉淀间距增大而减少，与过时效对应。还应考虑到沉淀相尺寸、形貌、界面类型等条件的影响。55③位错绕过沉淀相强化工业铝合金中常有两种或多种沉淀相同时存在，且同一沉淀相的尺寸、间距亦是不均匀的，其应力场、抗位错切截能力方面存在差距和不均匀，势必出现多种强化机制共存。上述强化机制基于沉淀相为球状的假设或简化，多数沉淀相是非球状，盘状、针状、片状沉淀相往往与基体有一定的晶体学关系。56③位错绕过沉淀相强化不同晶面、晶向，位错与沉淀相的交互作用有所差异，在某些情况，位错不能绕过沉淀相，出现位错塞积。合金的性能是复杂作用的综合表现，很难用一简单的关系式表达。57G.P区θ’’θ’

时效硬化曲线：

1)初期:形成G.P.区与母相保持共格关系，具有内应变强化效应，再加上切过强化效应而使硬度显著升高。随着时效时间的延长，G.P.区数量增多，硬度升高。当G.P.区数量达到平衡值时硬度不再增加，出现平台。2)中期：析出的θ″相也与母相保持共格关系，内应变强化，位错线可以切过θ″相，故θ″相的析出使硬度和强度进一步升高，并随θ″相数量及尺寸的增加而增加。当θ″相粗化到位错线能够绕过时，随着颗粒尺寸和颗粒间距的增大，硬度开始下降，出现过时效。3)后期：析出θ′相时，与母相保持半共格关系，且形成后很快粗化到位错线可以绕过的尺寸，半共格关系很快被破坏，因此θ′相出现不久硬度即开始下降。θ相的析出只能导致硬度下降。58沉淀相强化如何获得高强度合金?多、密、硬1.获得大体积分数脱溶相2.获得高度弥散的第二相质点。共格/半共格亚稳相界面能小，易获得弥散相；非共格平衡相界面能大，易获得大颗粒相。3.沉淀相质点本身对位错的阻力。大错配度引起大应力场，强化效果好，界面能或反相畴界高，对强化有利。59（6）铝合金中的相铝的强度可通过合金化来大幅度提高主要元素：铜、镁、硅、锌、锰、锂微量元素：钛、钒、硼、镍、铬、稀土金属杂质元素：铁、硅性能：不同元素形成不同合金相，分别起固溶强化、沉淀强化、过剩相强化、细晶强化、冷变形强化以提高力学性能60铝合金的相组成固溶+时效过程形成凝固或均匀化过程形成尺寸大于0.5μm,受载时，界面处出现位错塞积，成为裂纹源尺寸0.005-0.05μm，细小和弥散分布时，可阻碍再结晶和晶粒长大；其尺寸和间距较大时，则促进再结晶形核尺寸小至0.01μm的时效强化相βMg2SiAl-Mg-Si系合金，强化效果一般，停放效应η（MgZn2）和T（Al2Mg2Zn3）Al-Zn-Mg系合金，强化效果很好，耐热性不佳，抗腐蚀性下降大TMn（Al2Mn2Cu）、TNi（Al6CuNi）Al-Cu-Mn和Al-Cu-Ni系合金，耐热性很好δ（Al3Li）Al-Li系合金，与基体共格，强化效果好，易被位错切截，出现共面滑移S（Al2CuMg）Al-Cu-Mg系合金，强化效果和耐热性好，抗腐蚀性降低。θ（CuAl2）Al-Cu、Al-Cu+其它系合金，强化和耐热性均好，抗腐蚀性降低。61(1)粗大金属间化合物，尺寸大于0.5μm,一般在凝固或均匀化过程形成，受载时，粗大金属间化合物与基体的界面处出现位错塞积，成为裂纹源，严重危害疲劳性能。(6)合金的相组成(2)尺寸0.005-0.05μm的金属间化合物，主要有含Cr、Mn、Zr的Al20CuMn3、Al12Mn2Cr、Al3Zr等，可再长大；其尺寸和间距较大时，则促进再结晶均匀化或过时效过程形成。其尺寸细小和弥散分布时，可阻碍再结晶和晶粒形核。62(3)尺寸小至0.01μm的沉淀物，亦称时效强化相，在时效过程形成，铝合金相组成中最重要的，是时效强化的基本条件。θ（CuAl2），S（Al2CuMg），βMg2Si，η（MgZn2）和T（Al2Mg2Zn3），TMn（Al2Mn2Cu）、TNi（Al6CuNi），δ（Al3Li）（6）合金的相组成TMn（Al2Mn2Cu）、TNi（Al6CuNi）分别为Al-Cu-Mn和Al-Cu-Ni系合金沉淀强化相，人工时效，耐热性很好。63铝合金中的沉淀强化相（a）θ-CuAl2相θ’’相：G.P区有序化结果G.P区：Cu原子富集区θ’相：

θ’’相转化而来θ相：

CuAl2相θ（CuAl2）

Al-Cu、Al-Cu+其它系合金中的主要沉淀强化相，在自然时效时形成G.P区，人工时效至θ´´与θ´的过渡阶段对应强度峰值，强化效果和耐热性均好，但使抗腐蚀性降低。64（a）θ-CuAl2相65铝合金中的沉淀强化相（b）S相（Al2CuMg）w(Cu)/w(Mg)≥2时，出现S相；w(Cu)/w(Mg)=2.61时，全部为S相低温下，Cu、Mg在（210）面偏聚，形成G.P区G.P区(共格)——→S’’相(共格)——→S’相(共格)——→S

相(非共格)时效时效时效S（Al2CuMg）

Al-Cu-Mg系合金的主要沉淀强化相，自然时效形成G.P区，人工时效至过渡相为强化峰值，强化效果和耐热性好，但使抗腐蚀性降低。66铝合金中的沉淀强化相（c）η相-MgZn2相、T相-Al2Mg3Zn3相G.P区(共格)——→η’相(共格)——→η

相(非共格)时效时效η（MgZn2）和T（Al2Mg2Zn3）

Al-Zn-Mg系合金的主要沉淀强化相，人工时效，过渡相的强化效果很好，耐热性不佳，使抗腐蚀性下降较大。67铝合金中的沉淀强化相（d）β相-MgSi2相w(Cu)/w(Mg)>1.73，过剩Mg，显著降低β相溶解度；w(Cu)/w(Mg)<1.73，过剩Si对此无影响G.P区(共格)——→β’’相(共格)——→β’相(共格)——→β

相(非共格)时效时效时效βMg2SiAl-Mg-Si系合金的主要沉淀强化相，强化效果一般，有停放效应，通常采用人工时效。68铝合金中的沉淀强化相（e）δ相-Al3Li相过饱和固溶体——→δ’-Al3Li相(共格)——→δ相(非共格)时效时效δ’（Al3Li）

Al-Li系合金的主要时效强化相，L12结构，与基体共格，呈球状，强化效果好，易被位错切截，出现共面滑移。69铝合金共晶中的过剩相过剩相：共晶中不溶于铝基固溶体的第二相

一定数量的过剩相可提高合金的强度、硬度铸造铝合金希望获得接近共晶成份的合金，既保证形成大量共晶组织以有较好的流动性，又希望不因过剩相太多导致合金塑性下降。如：Al-Si合金中的硅晶体Al-Ce合金中的Al4Ce相70铝合金中的微量合金相Al+Ti——→

TiAl3Al+Zr——→

Al3ZrAl+Re——→

Al4ReAl+Mn——→

MnAl6Al+Cr+Mn→

MnAl6+Al12Mg2Cr………………效用细化晶粒，细晶强化；合金系时效难熔金属间化合物71铝合金中的微量元素稀土：与氢结合，形成Lah2、CeH2、LaH3脱氧、脱硫，降低合金中夹杂物含量，起净化作用；降低液态铝合金的表面张力，提高流动性氢：有害元素，以原子态析出并集合成分子，产生内压力，导致疏松、针孔、晶间裂纹等氢致缺陷72铝的强度可通过合金化来大幅度提高主要元素：铜、镁、硅、锌、锰、锂微量元素：钛、钒、硼、镍、铬、稀土金属杂质元素：铁、硅性能：不同元素形成不同合金相，分别起固溶强化、沉淀强化、过剩相强化、细晶强化、冷变形强化以提高力学性能(7)主要元素和杂质73（a）铝合金中的杂质多数杂质能提高纯铝的力学性能，多数杂质降低铝的抗蚀性（Mg、Si除外）。74主要杂质Fe、SiFeAl3α-Fe2SiAl5β-FeSiAl5性能：硬脆性针状化合物、易沿晶断裂；降低塑性、抗蚀性75杂质Fe、Si对材料性能的影响76(b)主要元素镁（Mg）最重要的合金元素之一，在铝中的最大固溶度为17.4wt%，变形铝合金的镁含量为2-9wt%。Al-Mg+微量Mn系合金有优良的抗腐蚀性，称为防锈铝。除作为Al-Mg系合金的第一位元素合金外，其它绝大多数铝合金的第二位元素都是镁，如Al-Cu-Mg+其它、Al-Zn-Mg+其它、Al-Si-Mg+其它等合金系。镁与铝、铜、锌、硅等可形成Mg5Al8、S（Al2CuMg）、T（Al2Mg2Zn3）、η（MgZn2）、Mg2Si等时效强化相，而这些时效强化相对合金性能的影响有很大差别。77锌（Zn）最重要的元素之一，Al-Zn-Mg+其它合金系的第一位合金元素，含量在3-7.5wt%，可与铝、镁等形成MgZn2、Al2Mg2Zn3等沉淀强化相，有很高的沉淀强化效果，但降低抗腐蚀性，此类合金中一般加入少量铬、锰，其应用在不断增长。(b)主要元素78铜（Cu）最重要的合金元素之一，Al-Cu系合金含铜2-10wt%，其中含铜4-6wt%时强度最佳。主要合金系有Al-Cu-Mg+其它、Al-Cu-Mn+其它、Al-Cu-Ni+其它等，铜与铝、镁、锰、镍等可形成θ´（CuAl2）、S（Al2CuMg）、TMn（Al2Mn2Cu）、TNi（Al6CuNi）等沉淀强化相，构成不同的性能特点，其共同特点是强度较高、耐热性好、抗腐蚀性中等。(b)主要元素硅（Si）电解铝的主要杂质，也是铝合金的最重要合金元素之一。Al-Si系合金铸造性最佳。硅与镁可形成Mg2Si相，有中等时效强化效果，伴有停放效应。硅量5wt%左右的铝合金阳极化为黑色，用于制造装饰品。79(7)主要元素和杂质锂（Li）重要的合金元素，每加入1wt%，提高弹性模量6%，降低比重3%，Al-Li合金是铝合金中比重最低和刚度最高的。锂有损于普通铝合金的腐蚀性能、焊接性等。镍（Ni）合金元素之一，一般与铁按1：1加入，可形成耐热性好的Al9FeNi相，提高耐热性，降低热膨胀系数。提高纯铝的强度，降低塑性，促进点腐蚀。80(7)主要元素和杂质铁（Fe）是电解铝的第一位杂质，又是耐热铝合金的元素之一。如Al-Cu-Mg-Ni-Fe等合金，铁和镍按1：1加入，可形成耐热性很好的Al9FeNi相。一般应严格限制铁量，通常含铁的粗大针状化合物对性能有害。银（Ag）在铝中的固溶度55wt%，因成本高，仅作微量元素应用，微量银可改善Al-Zn-Mg、Al-Cu、Al-Cu-Li系合金的性能。81(7)主要元素和杂质锰（Mn）常见杂质之一，降低电导率。也作为合金元素，Al-Mn+其它系合金具有良好的抗蚀性。细小弥散的含锰金属间化合物阻碍再结晶和晶粒长大，可使含铁针状化合物稍圆。铸造时形成的含锰粗大化合物有损合金性能。钪（Sc）可净化熔体、改善铸造组织、抑制再结晶，提高强度、韧性、耐热性、可焊性，抗中子辐射损伤，但其价格极高。82(7)主要元素和杂质锡（Sn）铝基轴承合金的主加元素，Al-Sn系合金。微量锡提高Al-Cu系合金强度、抗腐蚀性，改善Al-Cu、Al-Zn系铸造合金的切削性。降低纯铝抗蚀性，增大高镁量的铝合金的热裂倾向。钛（Ti）最重要的铸造细化剂，一般与硼同用，形成TiB2。降低纯铝导电率。加入焊条合金，可改善焊缝组织和防止裂纹。锆（Zr）很有效的控制晶粒结构元素，与铝形成细小弥散的Al3Zr，有强的阻碍再结晶和晶粒长大作用。降低钛、硼细化铸造组织的效果。83第七节

铝合金的热处理84铝合金的热处理工艺退火再结晶退火,再结晶温度上，消除加工硬化低温退火,消除内应力，增加塑性均匀化退火,消除铸造成分偏析及内应力晶体缺陷密度高高的强化效果高温形变热处理,高温变形并固溶，时效低温形变热处理，固溶，低温变形，时效综合形变热处理，高温变形并固溶，低温变形，时效双重过饱和α固溶体分解各种时效工艺固溶线以上保温后快冷，双重过饱和α固溶体固溶+时效形变普通时效固溶特点方法85铝合金的热处理(退火)回复及再结晶退火：中间退火，再结晶温度以上保温、空冷，消除加工硬化，提高塑性，以便继续成形加工；最终退火，保证使用性能。再结晶温度和加热保温时间：T再与变形程度和加热时间有关，变形程度越大、退火时间越长，一般T再越低，一般表示为T再≈0.4T熔；晶粒大小：

T再和变形程度86铝合金的热处理(退火)(2)低温退火消除内应力，适当增加塑性，通常在180～300℃保温后空冷。(3)均匀化退火消除铸锭或铸件的成分偏析及内应力，使铸锭晶内化学成分均匀，改善第二相形状和分布，提高塑性，改善加工性能和最终性能。高温长时间保温后空冷。87铝合金的热处理(固溶处理)将铝合金加热到固溶线以上保温后快冷，使第二相来不及析出，得到过饱和、不稳定的单一α固溶体。淬火后铝合金的强度和硬度不高，具有很好的塑性。88时效时效时淬火的后续工序。淬火获得过饱和固溶体，具有较高能量状态的亚稳相。将材料加热到一定温度或室温保持一段时间，以沉淀分解方式向低能稳定相转变，伴随强度、硬度提高。淬火+时效→优良性能在室温随时间延长，强度升高而塑性降低人工时效室温与强度的关系89时效工艺自然时效分级时效室温人工时效二个温度加热到一定温度G.P区过渡相弥散欠时效G.P区、过渡相过时效峰值时效塑性高抗蚀好强度高时效90第八节

变形铝合金91第一类是化学元素符号加含量，AlMgSi，AlMgSi3；第二类是四位数牌号，2024、7075；第三类是本国语言符号加数字，LY12、LC4。(1)变形铝合金的分类、命名、代号美国、法国、德国、日本、英国等签约了《推荐变形铝及铝合金产品的国际代号标示系统的协议公告》。签约者申请，由美国铝协会负责按ANSIH35.1标准登记，称之为国际四位数牌号。92(1)变形铝合金的分类、命名、代号我国参照四位数牌号及其状态代号制定了GBT16474-1996和16475-1996两个国标，1997年1月1日进入新旧牌号和状态代号同时使用的过渡期，暂未规定过渡时间。93①变形铝合金的汉语拼音牌号汉语拼音加数字，第一个字母L表示铝，后一位字母G、B、F、Y、D、C、T、Q分别表示高（纯）、包（覆）、防（锈）、硬、锻、超（硬）、特（殊）、钎（焊），其后一或二位数字为序号。94状态名称代号不包铝、热轧BR不包铝、退火BM不包铝、固溶（淬火）、加工硬化BCY不包铝、固溶（淬火）、优质表面BCO不包铝、固溶（淬火）、加工硬化、优质表面BCYO高强度材料G预拉伸板U过时效GS*②变形铝合金的汉语拼音状态代号95代号状态说明

F自由加工状态热处理和性能无要求产品O退火获得最低强度H加工硬化H后须有2－3位数字W固溶仅适于自然时效合金T不同于F、O、H状态T后须有1至多位数字③四位数牌号－基本状态代号96四位数牌号合金系对应的汉语拼音牌号1×××系纯铝LG×、L×、LT××2×××系Al-Cu+其它LY××、LD××3×××系Al-Mn+其它LF××4×××系Al-Si+其它LQ××、LT××5×××系Al-Mg+其它LF××6×××系Al-Mg与Si+其它LD××7×××系Al-Zn+其它LC××8×××系Al+其它（如Li、Sn）9×××系备用③四位数牌号－TX代号及其状态

97汉语牌号的纯铝，LGX和LX，另外，部分归为特殊铝（LT××）。对应国际四位数牌号的1×××系合金。（1）纯铝（1XXX）纯铝热处理形式为退火，再结晶温度约200℃，退火温度350℃－500℃，常用冷变形提高其强度。具有优良的抗腐蚀性、高导热性、高导电性、可加工性，典型用途包括化工设备、反射器、热交换器、导电器、电容器、食品包装、装订镶边。纯铝的主要杂质是铁和硅，其次铜、锌、镁、锰、镍、钛等。铁、硅杂质，均有损于塑性；所有杂质均降低纯铝的导电率，以硅、钛、锰最为显著。非合金变形铝：控制杂质极限；变形铝合金：控制杂质限量，添加少量合金元素98Al-Cu-Mg-（Mn）系，对应硬铝（LY××），著名的杜拉铝(duralumin)属此系合金；Al-Cu-Mg-Fe-Ni系和Al-Cu-Mn系，分别对应锻铝（LD××）和硬铝（LY××），也称之为耐热铝合金；Al-Cu-Mg-Si系，对应锻铝（LD××）。（2-1）Al-Cu系变形铝合金（2XXX）99Al-CuAl-Cu-Mg-（Mn）Al-Cu-Mg-Fe-Ni:S相、θ相、FeNiAl9、Mg2Si相；过剩Ni形成AlCuNi（或Cu3Al6Ni）化合物，Fe过剩形成AlCuFe。Al-Cu-MnAl-Cu-Mg-SiCu为4~4.8%θ-CuAl2相时效强化效果最佳θ-CuAl2，β-Mg2Al3；三元相：S-Al2CuMgT-Al6CuMg4，

强化效应S>θ>β和TBe:提高氧化膜的致密性；Ti/Zr:细化晶粒，降低热裂倾向;

Si:增加铸造和焊接裂纹倾向；杂质元素Fe、Si：含Fe量增加，形成不溶解的化合物，损害时效能力、降低强度和韧性；Mg的主要作用是生成S相，进一步提高合金的强度，但延伸率下降较大；此外，Mg能改善θ相、α固溶体和晶界间的电极电位关系，因此能改善合金的耐蚀性。

Mn:生成(MnFe)Al6相，消除Fe的有害作用，提升耐蚀性；抑制再结晶；FeNiAl9

、AlCuNi、AlCuFe化合物在固溶体中不溶解，故无时效硬化作用，但在高温能起弥散硬化作用，有利于耐热性提高Mg2Si,沉淀强化效果100相组成：二元系θ-CuAl2，β-Mg2Al3；三元系：S-Al2CuMg，T-Al6CuMg4。，用于消除Fe的有害作用和抑制挤压和固溶处理时的主要强化相是S和θ相，S效果最佳。添加Mn：Mn是2XXX系合金组成部分，抑制再结晶过程杂质元素Fe、Si：含Fe量增加，形成不溶解的化合物，损害时效能力、降低强度和韧性；Mg含量较小时，Si和Mg形成Mg2Si相，利于人工时效。但二者对耐热性有害。(2-1)Al-Cu-Mg合金系（2XXX）①Al-Cu-Mg-（Mn）系变形铝合金，成分范围为：1.5%－6.8%Cu，0.2%－2.8%Mg，0.2%－1.2%Mn，存在晶间腐蚀倾向，薄板通常需包铝或包防锈铝，适应于某些焊接方法。断裂韧性不高，主要因含铁、硅粗大的金属间化合物，发展出一些高纯Al-Cu-Mg-Mn系合金，断裂韧性明显提高。

Cu是主成分，有一定的固溶强化作用，θ相有明显的时效强化效果，由图可看出，Cu含量为4.0~4.8％时强化效果最大（大部分2系合金的含Cu量处于这个范围）。Cu提高强度，降低塑性。

为获得高强度：

Mg含量<2％；研究表明：位于极限溶解度附近的固溶体合金具有最大的时效效果，固溶时有过剩的Cu、Mg时，时效效果下降。

Mg的主要作用是生成S相，进一步提高合金的强度，但延伸率下降较大；此外，Mg能改善θ相、α固溶体和晶界间的电极电位关系，因此能改善合金的耐蚀性。自然时效态屈服强度的变化Cu、Mg含量比不同，相组成物也不同。Cu含量越多，θ相越多，S相越少；Mg含量越多，θ相越少，S相越多，当Cu/Mg＝2.61时（4~5％Cu，1.5~2.0％Mg），合金的强化相几乎全是S相。Mg量再高，即出现T和β相，硬化效应小，因此Mg量一般不超过2％。

在这些相中，S相强化效应最大，θ相次之，β和T相较弱，故2XXX系合金的主要强化相是S和θ相。4.5％Cu截面

工业用2系的

Cu/Mg>8时，强化相主要是θ；

Cu/Mg＝8~4时，主要是S＋θ；

Cu/Mg＝4~1.5时，主要是S相；

θ相在时效过程中的结构变化已讨论，当Cu/Mg＝2时，S相的沉淀过程为：GP区（MgCuAl2）

GP区是

Cu、Mg原子偏聚区，为针状（也有人认为是球状）；是有序化的GP区，与母相共格，圆柱状；是斜方晶格，与母相部分共格；当相长大到与母相失去共格关系时，即被平衡相S所取代。105②Al-Cu-Mg-Fe-Ni系变形铝合金成分特点是：Cu/Mg比值较低，铁、镍含量接近。主强化相为S（CuMgAl2）、FeNiAl9，热处理为固溶+人工时效。FeNiAl9不参与固溶与时效的溶解与沉淀，其作用是阻碍晶界迁移，提高耐热性。服役温度超过150℃。（2-2）Al-Cu-Mg-Fe-Ni系变形铝合金1）组织除S相θ外，加入的Fe和Ni主要与Al形成FeNiAl9化合物；若Fe和Ni的含量比不为1:1，则存在过剩的Fe或过剩的Ni，此时可相应地形成AlCuNi（或Cu3Al6Ni）化合物（过剩Ni）或AlCuFe（或Cu3Al6Fe）化合物（Fe过剩）；Si与Mg形成Mg2Si相。

2A90应用最早，是在2A11的基础上发展起来的，加入Fe、Ni、Si除形成Mg2Si外，Fe和Ni形成FeNiAl9化合物，多余的Ni与Cu形成AlCuNi化合物。这些化合物在固溶体中不溶解，故无时效硬化作用，但在高温能起弥散硬化作用，有利于耐热性提高（主要是前者）。该合金的特点是含Ni量高，导热性好，热膨胀系数小，适于生产内燃机活塞，缺点是脆性相多，塑性差。2）性能变化规律

单独添加Fe或Ni时，由于形成不溶解的AlCuFe相或AlCuNi相，降低了固溶体中的Cu含量，因此合金的时效效果下降（淬火和时效态的性能急剧下降）；同时添加Fe或Ni时，由于Fe、Ni优先形成FeNiAl9，减小了形成AlCuFe相和AlCuNi相的机会，因此提高了Cu在固溶体中的浓度（尤其当Fe:Ni＝1:1时），使合金的强度急剧升高；加入0.4％以下的Si可提高合金的强度，改善耐热性，但当Si量较多时，由于Mg2Si量增多，而S相数量减少，合金的耐热性降低。108（2-3）Al-Cu-Mn系变形铝合金③Al-Cu-Mn系变形铝合金铜含量较高，约为6%－7%，含少量锰0.2%－0.8%，主强化相为θ(CuAl2)、T(CuMn2Al12)。强化热处理为固溶+人工时效，固溶时θ相溶入基体，T相弥散沉淀，T相对提高耐热性起到重要作用，合金的服役温度达200℃－300℃。

Mn也是2系合金的主要成分，所以有时用Al-Cu-Mg-Mn系代表2系合金，其主要作用是消除Fe对抗蚀性的有害影响，同时提高强度尤其是高温强度，但其加入量应<1％，否则形成粗大的脆性化合物（MnFe）Al6，降低合金的压力加工性能。109④Al-Cu-Mg-Si系变形铝合金是在Al-Mg-Si系合金的基础上添加铜发展起来的，随铜量增加，室温强度和耐热性明显增高，停放效应减弱，但降低塑性和耐蚀性。因铜量超过镁、硅，划归国际四位数牌号的2×××系合金，又因其热塑性好，我国将其划归为锻铝LD××。大致成分范围为：3.5%－7.0%Cu，0.20%－1.0%Mg，0.20%－1.2%Si，一般控制硅量略高于镁量。为避免停放效应，人工时效应在固溶后3小时内或48小时或96小时以后进行。（2-4）Al-Cu系变形铝合金

微量Be能提高氧化膜的致密性，防止Mg在熔炼时的烧损；

Ti能细化晶粒，显著降低热裂倾向，在可焊合金及焊丝合金中广泛应用；

Zr与Ti一样也是有效的晶粒细化剂，故能减轻铸造和焊接裂纹，提高铸锭和焊缝的塑性，此外还有与Mn相似的作用，即提高合金的再结晶温度；

Si增加合金的铸造和焊接裂纹倾向，降低合金的塑性，但当Mg<1.0％、Si>0.5％时有好影响，表现在提高合金的人工时效速度和强度，但不影响自然时效能力（Mg2Si）；

Fe能与Cu、Mn、Si等形成不溶解的脆性相，降低合金的塑性和韧性，损害时效能力；近年来开发出了高纯硬铝（2124、2048），合金的断裂韧性明显提高。⑤微量元素和杂质对组织性能的影响

（2-5）Al-Cu系变形铝合金牌号CuMgMnFeSi2A012.2~3.00.2~0.5－0.50.52A022.6~3.22.0~2.40.45~0.70.30.32A063.8~4.31.7~2.30.5~1.00.50.52A103.9－4.50.15~0.30.3~0.50.20.252A113.8~4.80.4~0.80.4~0.80.70.72A123.8~4.91.2~1.80.3~0.90.50.520243.8~4.91.2~1.80.3~0.80.50.521243.8~4.91.2~1.80.3~0.90.30.320482.8~3.81.2~1.80.2~0.60.20.1520362.2~3.00.3~0.60.1~0.40.50.5常用2系合金的成分112包括Al-Mn系和Al-Mn-Mg系合金，属防锈铝LF××和四位数牌号的3×××系铝合金。大致成分范围为：0.3%－1.8%Mn，或再加0.2%－1.3%Mg，不可热处理强化。（3）Al-Mn系变形铝合金3×××强度约高于纯铝20%，塑性加工性能好，可在冷、热状态成型，焊接性良好，大量用于饮料罐等食品包装，广泛用于要求深冲、受力不大、抗腐蚀性好的结构，如油箱、导管、炊事用具、热交换器、贮槽、遮蓬、家具、公路标志、屋顶、覆墙板等。113Al-Mn合金在半连续铸造时有发生晶内偏析的倾向，Mn可提高合金的再结晶温度，减少含铁相的脆化作用。加少量铜，提高合金抗蚀性；添加镁，提高强化效果，抑制再结晶晶粒粗大化倾向。3003合金含1.2%Mn，3004、3104、3204、3105是铝锰合金加镁的合金。3XXX系铝合金有30余个牌号。Al-Mn系变形铝合金114四位数牌号的4×××系铝合金，对应部分钎焊铝LQ××和特殊铝LT××，主要合金元素仅仅是硅，可分为两类，一类硅量在共晶点附近，9.0－13%；另一类硅量在亚共晶范围，3.5－9.0%，个别的硅量在1%左右。（4）Al-Si系变形铝合金4×××主要特点之一是低熔点，即硅大幅度降低熔点而不产生脆性，作为焊丝、钎料满足熔点低于基体的要求。另外，钎焊铝（LQ××）可由Al－Si系合金（LT××）包履于Al－Mg系合金（LF××）上组成。另一主要特点是高耐磨性和低热膨胀系数，在共晶成分，20－300℃的平均线膨胀系数较纯铝低20%，适宜于锻造的活塞和其它高温使用的部件。Al-Si合金不能热处理强化，加Cu或Mg可进行热处理强化；加Ni，与Fe形成化合物，提高高温强度和硬度。115四位数牌号的5×××系合金，对应部分防锈铝（LF××），镁的大致成分范围为0.8－9.0%，其中，多数合金的镁量3.0－5.5%，同时，一般含有少量锰或铬。良好韧性、抗蚀性、焊接性。（5）Al-Mg系变形铝合金5×××与Al-Mn系合金相比，Al-Mg系合金的强度高、焊接性好，抗蚀性好。主要用途包括食品包装、油箱、导管、焊接压力容器、家用电器、建筑装饰、船舶和汽车构件。高纯的5×××系合金对应部分特殊铝（LT××），抛光和表面性能好，用于制造钟表、仪表的表盘，家电、通讯装置的面板。116国际四位数牌号的6×××系铝合金，对应部分锻铝LD××，大致成分范围为：0.25－1.5%Mg，0.2－1.8%Si，部分合金含有少量Mn、Cu、Cr等。（6）Al-Mg-Si系变形铝合金6×××具有中等强度，良好的可焊性、机加工性、抗腐蚀性，尤其热成型性好，主要用途包括建筑型材、运输设备结构件和焊接件等。镁和硅量大致符合形式Mg2Si的比例，Mg∶Si=1.73∶1。鉴于，当镁量超过此比值，减小Mg2Si的固溶度，降低沉淀强化效果，故许多工业合金的硅量略超过此比值。117主要强化相：Mg2Si相。添加铜，除形成Mg2Si之外，还形成Cu2Mg8Si6Al5，有一定的自然时效能力。含Mn和Cr时，与Fe形成化合物；无Mn和Cr时，Fe以FeAl3、FeAl6、Fe2SiAl8等形式存在。可进行人工时效或自然失效。该合金耐蚀性能好，无应力腐蚀破裂倾向，在淬火人工时效状态下游晶间腐蚀倾向。Al-Mg-Si系变形铝合金118超硬铝（LC××），四位数牌号的7×××系合金，多数合金的成分范围为：1.0%-8.0%Zn，0.7%-3.7%Mg，<3.0%Cu，少量Cr、Mn、Zr、Ti和V等。（7）Al-Zn系变形铝合金7×××①Al-Zn-Mg-Cu系合金，是目前的强度最高的工业规模应用铝合金，Zn、Mg、Cu的总量≥9%，主要缺点是高应力腐蚀敏感性、低耐热性和高缺口敏感性，其板材一般应包铝。②Al-Zn-Mg系合金，有中等强度和良好的抗均匀腐蚀性，室温时效效果明显，对固溶冷却速度不敏感，焊接后无需热处理强度会大幅度恢复，也称为中强可焊铝合金。缺点是高温强度低，有应力腐蚀和剥落腐蚀敏感性。119Al-Zn系变形铝合金①Al-Zn-Mg-Cu系合金，加Cu主要为了改善抗应力腐蚀能力，同时提高强度和塑性。加Mn、Cr、Zr、Ti提高抗应力腐蚀能力②Al-Zn-Mg系合金，主要强化相T-Al2Mg3Zn3和η-MgZn2相加入少量Mn、Cr、Zr、Ti和Cu能提高抗应力腐蚀能力；(Zn+Mg)%w<6%,当(Zn+Mg)%w为8%~9%时,强度提高，但塑性和抗应力腐蚀性能下降。Fe、Si为有害杂质，为保证合金断裂韧度，应尽量降低二者含量120Al-Zn-Mg-(Cu)合金系（7000）对于7000系合金，长期困扰的问题是7079-T6和7075-T6等合金抗应力腐蚀开裂性差，为此开发了T73热处理工艺。T73热处理对防止应力腐蚀很有效，但与T6处理相比，材料强度降低了15％。121Al-Zn-Mg-(Cu)合金系（7000）很多研究都围绕着如何既获得T6的强度又具有T73的抗应力腐蚀性能。通过调整成分和工艺，出现了7049、7050、7150和7033等合金；添加Zr代替Cr，开发了7010和7012合金；在T73之前对合金进行热变形；采用T77处理工艺的合金，如7055-T7751，用于B-777客机以承受压缩载荷为主的上机翼翼面，使其重量减少了635kg；英国开发、1999年6月在美国注册的7034合金，则具有优秀的损伤容限。122第九节

铸造铝合金123以铸件形式应用的铝合金，铸造铝合金具有低熔点、流动性好和传热快、好的铸造性能、冲型性能、力学性能、化学性稳定、铸件表面光泽和表面缺陷少。许多铸造铝合金没有热裂倾向，故铸造铝合金应用为广泛。铸造铝合金在全世界的铝消耗中，15－25%为铸造铝合金，铸件成型一般采用压模、硬模、砂模、熔模、石膏模，也易于用真空铸造、低压铸造、离心铸造等，以压模铸造最多。124（1）分类和牌号②四位数牌号采用四个数字，在第三个数字后加一个小数点，如XXX.X。第一个数字表示合金系；随后的两个数字，纯铝表示纯度，铝合金表示顺号；小数点后的数字，0表示铸件，1表示铸锭。125四位数牌号合金系对应的汉语拼音牌号1XX.XAl，≥99.00%2XX.XAl-Cu+其它ZL－2××3XX.XAl-Si和/或Cu+其它ZL－1××、ZL－2××4XX.XAl-Si二元系ZL－1××5XX.XAl-Mg+其它ZL－3××6XX.X空缺7XX.XAl-Zn+其它ZL－4××8XX.XAl-Sn+其它9XX.X空缺（1）分类和牌号126部分ZL-2XX铝合金，四位数牌号的2XX.X系铝合金，主要强化相θ(CuAl2)，可热处理强化。在铸造铝合金中，其耐热性最佳、强度高，但抗蚀性低、铸造流动性较差、热裂倾向大、比重高，适于大负荷或耐热铸件。（3）Al-Cu系铸造铝合金含铜9-11%的合金，具有优良的高温强度和耐磨性，与低铜量的合金相比，铸造流动性有所改善，但塑性和韧性差，应用有限，仅用于汽缸、活塞等。含铜3.5-5.5%的合金在此合金系中占主导地位，大约有几十个牌号，成分较接近，多数合金的锰、铬、钛含量分别小于0.5%、0.25%、0.25%。127ZL202、ZL203仅含铜，分别为9%~11%，4%~5%；在Al-Cu合金中加Re、Mn、Zr构成ZL206合金；外加Si、Mg，构成ZL207合金；加Ni、Co、Zr、Sb、Ti构成ZL208；形成复杂化合物相，在晶界上阻止变形，提高耐热性，工作温度高达400℃。128我国的部分ZL-1XX和部分ZL-2XX系合金，国际四位数牌号的3XX.X系合金，是最广泛应用的铸造铝合金。（4）Al-Cu-Si系铸造铝合金国际上牌号有100多个，铜、硅含量在很宽的范围，一些合金的铜占优，一些合金的硅占优，一般都含有少量镁(0.5%)、锰(<0.5%)，个别合金的镁含量达0.7-1.3%，部分合金含有少量镍。129（4）Al-Cu-Si系铸造铝合金当铜的含量高于3-4%，形成θ(CuAl2)，可热处理强化，镁提高热处理的敏感性。强度要求高的铸件，选用含铜较多的合金。硅显著改善铸造流动性和降低热脆性，硅含量大于10%，有低的热膨胀性，适合于某些高温服役铸件，硅含量大于12-13%，有初生硅相，耐磨性极好，汽车发动机汽缸和活塞常选用。130我国的部分ZL-1XX系合金，国际四位数牌号的4XX.X系合金。（5）Al-Si系铸造铝合金当重点追求铸造性能和抗蚀性时，可选用不含铜的铝硅合金，主要优点有流动性好、铸造时收缩小、耐腐蚀性、易焊接、热膨胀系数低、良好的耐磨性、焊接性好。但致密性小，适于制造致密度要求不高的形状复杂铸件。131（5）Al-Si系铸造铝合金除少数合金外，其它合金均含有铜、镁等元素，可热处理强化合金。绝大多数铝硅合金的硅含量4.5-13%，个别合金硅含量低至2%，个别达20%。约一半以上的合金硅含量4.5-6.0%；约1/3的合金硅含量10-13%，即，共晶点附近，如ZL102；少数几个合金的硅含量6.5-7.5%；最近，过共晶铝硅合金获得了较多的应用。经变质处理后，具有良好的力学性能、物理性能、耐腐蚀性和中等切削加工性能，应用最为广泛。132（5）Al-Si系铸造铝合金133（5）Al-Si系铸造铝合金ZL102变质前：σb＝140MPaδ＝3％

后：σs＝180MPaδ＝8％134我国的ZL-3XX系合金，国际四位数牌号的5XX.X系合金。（6）Al-Mg系铸造铝合金最突出优点是抗蚀性好，尤其对海水和海上气氛的抗蚀性；比重低，具有中到高的强度和韧性，焊接、机加工和抛光性均佳，阳极化处理化的表面美观，常用于建筑、装饰和化工工业。与铝硅合金相比，铸造性能差，镁易氧化，从而增加铸造难度与成本。135有Mg5Al8相，固溶度随温度显著变化，但是却不可沉淀强化。淬火时效后沉淀相形核困难，核心少，尺寸大，时效效应小。Al-Mg合金是铸造合金中抗蚀性最好的。固态镁能全部溶解成为单相α固溶体合金。在腐蚀介质中不易发生电化学腐蚀。Al-Mg合金如果不进行固溶处理，β相存在于晶界处，发生晶间裂纹及腐蚀倾向。（6）Al-Mg系铸造铝合金136（6）Al-Mg系铸造铝合金国际上大约有近几十个铝镁铸造合金牌号，其中，约1/2合金的镁含量占3.5-4.5%，少数更低，另一些合金镁含量在6.5-11%。低镁合金的强度不高而抗蚀性优，生产工艺简单，多用于装饰性构件。高镁合金有应力腐蚀倾向，应尽量减少淬火应力，避免析出网状沿晶Mg5Al8相，一般不采用人工时效137ZL-4XX系合金，国际四位数牌号的7XX.X系合金。多为Al-Zn-Mg、Al-Zn-Si-Mg系合金（7）Al-Zn系铸造铝合金其中Al-Zn-Mg系合金具有较高的强度、良好的加工性和焊接性以及一般抗蚀性，但对应力腐蚀敏感，高温性能较差，铸造性能不佳。可热处理强化，选用铸造后直接人工时效或自然时效，此外，也可采用固溶时效工艺，以获得更均匀的性能。138含锌铸造铝合金有很大热裂倾向。加Mg，可形成MgZn2相，强化效果显著。加Si提高流动性；加Ti，细化晶粒。锌与铝不形成化合物，

α2—→α1+η(Zn)Zn溶解度很大，随温度变化而变化。添加锌后显著提高铝合金强度和硬度。（7）Al-Zn系铸造铝合金275℃共析139（7）Al-Zn系铸造铝合金国际上现有近20个牌号，锌含量2.7-8.0%，镁含量0.25-2.4%。按锌、镁含量分为二类，第一类锌含量较低(2.7-4.5%)，镁含量稍高(1.4-2.4%)；另一类锌含量较高(6.6-8.0%)，镁含量较低(0.25-1.0%)；个别合金含有少量铜。140国际四位数牌号的8XX.X系合金，含锡量约5.5-7.0%，少量镍(0.7-1.5%)，同时含有铜，共派生约近10个牌号，主要用途是铸造轴承。锡有极好的润滑性，镍、铜、镁起强化作用。（8）Al-Sn铸造铝合金一般采用硬模铸造，大型轴承也有选用砂模铸造。细小树枝状锡是获得最佳耐磨性的组织条件，须用较快冷速的铸造方法。从铸造观点，铝锡合金是很独特，凝固温度范围极宽。141练习题142第四章镁合金内容提要143镁合金的主要合金化元素，沉淀相，性能特点及典型镁合金144第五节

镁的合金化理论145元素Al、LiZr、Si、CaAl、Zn、Th合金元素的分类Mg17Al12Mg5ThMgZn高强镁合金耐热镁合金高强镁合金固溶强化细化晶粒时效强化146镁合金中的强化相Mg2Zn3相

脱溶过程有四个阶段：G.P.区→MgZn2→MgZn2’→Mg2Zn3MgZn2沉淀时，达到最大沉淀强化效果γ-Mg17Al12相

脱溶时直接析出平衡相Mg17Al12，与基体不共格。147Mg12Re相：存在于镁-轻稀土合金中。稀土在镁中的溶解度差别很大，只有溶解度大的元素能达到较好的沉淀强化效果。钕与镁形成Mg12Nd，脱溶过程经历四个阶段：G.P区→DO19结构β’’Mg3Nd→fcc-β’→Mg12NdMg24