輕合金的組織與性能-復習

1、三、輕合金的組織與性能輕合金的概述輕金屬是指密度小于3.50g/cm3的金屬材料。鋁和鎂的密度分別為2.70g/cm3和1.74g/cm3，故以鋁和鎂為基的合金被稱為輕金屬合金或輕合金。鈦的密度為4.50g/cm3，現(xiàn)在也將其歸類于輕金屬。一般地說，輕合金的強度和剛度都比結構鋼小。但它們的密度小，比強度(強度/密度)和比剛度(彈性模量/密度)都比較大，與結構鋼，甚至與超高強度鋼相當，所以與超高強度鋼一起在航空工業(yè)中得到廣泛應用，以減輕飛機結構重量，提高運載能力和速度。輕合金的概述高的比強度和比剛度優(yōu)良的耐高低溫性能耐腐蝕適應空間環(huán)境壽命和安全1.1鋁及鋁合金的組織與性能1） Fe與Si總是同時

2、存在，因此 Fe和Si在工業(yè)純鋁中基本呈三元化合物存在，出現(xiàn)FeAl3或游離Si的機會很少；2）當Fe>Si時形成富Fe的化合物（Al12Fe3Si），而Si>Fe時形成富Si的化合物（Al9Fe2Si2）。二者都是脆性化合物，但相呈骨架狀或團塊狀，而相呈粗大的針狀，故后者對塑性的危害更大。鋁合金強化元素：銅、鎂、鋅、錳、硅和稀土等按鋁合金所處相圖的位置分類：鋁合金:形變鋁合金、鑄造鋁合金形變鋁合金：相圖中D點以左的部分。該類鋁合金加熱至固溶線FD以上時能形成單相固溶體，塑性好，適用于壓力加工成形。不能熱處理強化的形變鋁合金：相圖中F點以左的部分，組織為單相固溶體，且其溶解度不隨溫

3、度而變化，無法進行熱處理強化；可熱處理強化的形變鋁合金：相圖中F和D之間的形變鋁合金，固溶體的溶解度隨著溫度而顯著變化，可進行熱處理強化。鑄造鋁合金：相圖中D點以右的部分，有共晶鋁合金、亞共晶鋁合金和過共晶鋁合金之分。1. Zn、Cu、Mg和Si四種元素與Al形成二元（CuAl2、Mg2Si、MgZn2）和三元（Al2CuMg、Al2Mg3Zn3）化合物，在Al中的溶解度隨溫度的降低而劇烈地減少，能通過熱處理強化，稱為可熱處理強化型Al合金；2. AlMg、AlSi、AlMn二元合金，加入的合金元素雖然也有明顯的溶解度變化，但熱處理強化效果不大，只能以退火或冷作硬化態(tài)應用，稱為不可熱處理強化型

4、Al合金；3. Cr、Mn、Zr等元素的溶解度雖小，但對合金的耐熱和耐蝕性改善有明顯作用，因為這些過渡族元素能明顯地抑制再結晶和細化晶粒 。鋁合金的強化1、固溶強化2、時效強化（析出強化、沉淀強化）淬火后的鋁合金，在室溫停留或加熱保溫后，在析出第二相過程中造成性能（如強度、硬度等）變化的現(xiàn)象，稱為時效。鋁合金的時效過程及組織時效硬化現(xiàn)象1906年，德國Wilm A發(fā)現(xiàn)時效硬化現(xiàn)象；1919年，弄清楚是由過飽和固溶體分解引起的；1935年，發(fā)現(xiàn)在平衡相析出前還有過渡相；1938年，Guinier和Preston發(fā)現(xiàn)GP區(qū)。至此，完全弄清過飽和固溶體'的分解過程為： GP區(qū)過渡相平衡相鋁合

5、金的時效過程及組織現(xiàn)以Al-Cu合金為例分析，Al-Cu合金的分解過程為： GP區(qū) 平衡相 （1） GP區(qū)1938年，A.Guinier和G.D.Prestor各自獨立用X射線結構分析方法發(fā)現(xiàn)：AlCu合金單晶體自然時效時在基體的100面上發(fā)生了銅原子偏聚，構成了富銅的圓盤形片（約含銅90）即G.P區(qū)。G.P區(qū)的形狀與尺寸：在電子顯微鏡下呈圓盤狀，直徑約 5 10nm，厚約0.40.6nm，數(shù)量約10141016/cm3Cu原子富集區(qū)（約含90Cu）；無獨立的晶格結構（與基體的結構相同）；與基體共格，界面能??；形狀可能是片狀、球狀和針狀，主要取決于共格應變能（組元原子半徑差）；是合金中能用X射

6、線測出的原子偏聚區(qū)。均勻固溶體GP區(qū)（Cu原子富集）碟形GP區(qū)球形GP區(qū)針狀GP區(qū)形成原因： G.P區(qū)的形核呈均勻分布，其形核率與晶體中非均勻分布的位錯無關，而完全依賴于淬火所保留下來的空位濃度（因為溶質(zhì)原子可借助于空位進行遷移）。凡是能增加空位濃度的因素均能促進G.P區(qū)的形成。例如：固溶溫度越高，冷卻速度越快，則淬火后固溶體保留的空位就越多，有利于增加G.P區(qū)的數(shù)量并使其尺寸減小。1由于GP區(qū)與基體間沒有相界面（完全共格），界面能極小，形核功也小，因此在空位的幫助下在很低的溫度即能迅速形成；2作為GP區(qū)晶核的微小偏聚區(qū)，數(shù)量非常大，形成速度極高，但只有長大到一定尺寸才能成為GP區(qū)；3偏聚區(qū)的

7、長大需要原子擴散遷移，因此以溶質(zhì)原子的擴散速度可估計GP區(qū)的形成速度。（2） 相"相是Cu原子在GP區(qū)中有序化后形成的（也有人認為是GP區(qū)重排），是Cu和Al混合的交替層，有獨立的晶體結構（Cu2Al5，正方結構），與基體共格。"相結構與基體已有差別，因此與GP相比產(chǎn)生更大的共格應變（更大的強化）（3） 相'相的化學組成與CuAl2相當（有人認為Cu2Al3.6），也是正方結構，與基體部分共格，是該系合金中第一種能在光學顯微鏡下觀察到的產(chǎn)物。'是高溫時效產(chǎn)物，對硬化有一定貢獻，但最大硬化發(fā)生在"數(shù)量處于最大值時，當"質(zhì)點逐漸長大時，其數(shù)量

8、逐漸減少，共格應變逐漸降低，合金逐漸軟化（過時效）。（4） 相平衡相（ CuAl2）是退火產(chǎn)物 ，具有正方結構，與Al的晶格結構差別更大，與基體無共格關系。相與基體無共格關系，因此共格應變消失，同時隨著其粗化，數(shù)量減少，相鄰顆粒間的平均距離增大，合金軟化而遠離其峰值強度狀態(tài)。（1）過飽和固溶體的分解雖可分幾個階段，但并不是截然分開的，只能說在一定溫度和時間內(nèi)以某一階段為主。如：Al-4Cu合金在130 以下時效以形成GP區(qū)為主；在150175 間時效以"為主；在225250 間時效以'為主；高于300 時效以為主。同一溫度，時效不同時間也可得到不同組織。如在130 時效，不超

9、過5天以GP區(qū)為主；10天以"為主，還能生成一部分'相；超過100天則完全由'相組成。（2）同系不同成分的合金，可能有不同的分解序列，過飽和大的合金更易出現(xiàn)GP區(qū)或過渡相。（3）由于多晶體各部分的能量條件不同，在同一時期可能出現(xiàn)不同的分解產(chǎn)物，一般在晶內(nèi)廣泛出現(xiàn)GP區(qū)或過渡相，而在晶界可能出現(xiàn)平衡相。（4）各個合金系的分解序列不一定相同，如Al-Cu合金可能出現(xiàn)兩種過渡相，而大部分合金系只存在一種過渡相。（5）改變合金的分解條件，第二相析出的情況可能發(fā)生改變（P89-90）。（ 6）添加元素會對合金的析出條件和組織產(chǎn)生影響（P91）。Cu原子聚集區(qū)位于Al（200）面

10、上的雙層Cu富集區(qū)單層片狀Cu富集區(qū)多層析出物"相GP(II)與基體半共格的'相鋁合金的時效規(guī)律1曲線隨時間呈峰值特征；2初期硬度升高很慢或不升高（有蘊育期）；3提高溫度能提高硬化速率、縮短時效時間降低硬度峰值；降低溫度能阻礙或抑制硬化效應；4 固溶體的濃度越高，強化效果越大。強化機制時效溫度較低時，GP區(qū)析出，隨時效時間的增加，強度增加； "相充分析出時，硬度達到最大；'相和平衡相析出，硬度下降。時效溫度升高，可能沒有GP區(qū)析出，時效硬化的峰值時間縮短。Al-Cu合金時效硬化規(guī)律與析出相的關系對于不同時效階段，合金的強化機理是不相同的，但都和位錯與第二相的

11、交互作用有關。對鋁合金而言，小于臨界尺寸的可變形粒子，位錯切過產(chǎn)生的強化由五部分構成。1.共格強化；2.模量強化；3.化學強化；4.有序強化；5.層錯強化。粒子長大超過某一臨界尺寸，位錯不能切割粒子滑移，其強化作用按繞過機制進行。1.2鎂及鎂合金的組織結構與性能鎂合金合金化元素Al、Zn、Li、Ce、Zr、Th、Ag等，起到固溶強化作用。（1）比強度高，高于鋁合金（2）減振性好（3）切削加工性好（4）抗蝕性差鎂合金的組織特點鎂合金組織與合金種類和熱加工條件有關。鑄態(tài)AZ91（Mg-9%Al-1%Zn-0.2%Mn）合金的組織-Mg：Al的Mg固溶體基體-Mg：Mg17Al12（大塊）+：共晶組

12、織，層狀，非連續(xù)析出，沿晶界形成網(wǎng)狀組織形態(tài)鎂合金的組織特點-Mg相與少量的MgZn共晶相分布在晶界和晶內(nèi)Mg-Zn合金固溶時效過程中，析出相的變化為：過飽和固溶體Zn原子團簇GP區(qū)1'2'鎂合金的蠕變性能蠕變：應力不變時，應變隨時間的延長而增加的現(xiàn)象，是一種緩慢變形。注意與塑變的區(qū)別。在合金中加入Si，Sb以后形成Mg2Si和Mg3Sb2，分布在晶界和晶內(nèi)，這兩種金屬間化合物在較高溫度下比Mg17Al12更穩(wěn)定，提高了蠕變性能。鎂合金的蠕變性能鈦合金的組織鈦的合金化主要取決于加入的合金元素是穩(wěn)定相的，還是穩(wěn)定相的。根據(jù)加入的合金元素種類和含量的不同，按組織類型分，將鈦合金分為

13、三類：型鈦合金，型鈦合金和+型鈦合金。：全、近和+化合物合金。以鋁、錫、鋯為主要合金元素，在近型鈦合金中還添加少量穩(wěn)定化元素，如鉬、釩、鉭、鈮、鎢、銅、硅等：熱力學穩(wěn)定型合金、亞穩(wěn)定型合金和近型合金：以Ti-Al為基再加適量穩(wěn)定元素鈦合金的組織穩(wěn)間隙元素 C、N、O定元素置換元素Al、Ga合金元素中性元素置換元素間隙元素Zr、Sn、Hf、Ge、Ce、La、MgH穩(wěn)定元同晶元素V、Nb、Mo、Ta素置換元素慢速分解Cr、Mn、Fe、Co共析元素快速分解Si、Cu、Ag、Ni、Y、W、B鈦合金兼有、兩類鈦合金的優(yōu)點：從化學成分看，即有穩(wěn)定元素，又有穩(wěn)定元素；從組織結構看，包含和兩種固溶體；從熱處理

14、方法看，即可以在退火狀態(tài)下使用，又可在淬火、時效狀態(tài)下使用；從力學性能看，即有較高的室溫強度，又有較高的高溫強度，塑性也好。鈦合金鈦合金相冷卻時的轉變根據(jù)合金成分和冷卻條件，加熱到相區(qū)的鈦合金可能發(fā)生下列轉變：+TixMy或：密排六方晶格，為六方馬氏體：斜方晶格，為斜方馬氏體：亞穩(wěn)定六方晶格相冷卻時的轉變相在慢冷時的轉變：合金加熱到相區(qū)后緩冷：將從相中析出。隨著溫度降低，相不斷增多，相不斷減少，穩(wěn)定化組元濃度連續(xù)增高。當達到室溫時，兩相分別達到各自平衡濃度，室溫得到+平衡組織。緩冷時，先在原晶界開始形核長大，形成晶界，然后從晶界向晶內(nèi)呈集束狀擴展，直至互相接觸為止。相互平行位向一致的一組片狀構

15、成一個群體，稱為集束，相處于片狀相之間，呈連續(xù)的或間斷的層片狀，冷卻后形成(+)。加熱溫度愈高、冷卻愈緩慢，則片愈厚，集束尺寸也愈大，形成位向比較單一的集束，這種組織稱并列式魏氏結構。相在快冷時的轉變不同成分鈦合金從相區(qū)淬火時的組織變化規(guī)律：鈦合金從相區(qū)淬火，發(fā)生無擴散的馬氏體轉變。當穩(wěn)定元素含量少時，轉變?yōu)榱今R氏體'。若穩(wěn)定元素含量高時，轉變?yōu)樾狈今R氏體"。當合金元素含量在臨界濃度附近時，淬火形成亞穩(wěn)定六方晶格相。轉變與馬氏體轉變的異同點：相同點：相變速度快，即使很高冷速也不能抑制其進行；母相與相成分相同；轉變具有可逆性，保持共格界面等，故變是一種非擴散相變。不同點：形核

16、率高，形核容易，長大困難，尺寸細小彌散，表面沒有浮凸效應。不同成分合金從相區(qū)淬火，可得到六種組織：'；"；"+m（亞穩(wěn)定相)；+()，()及m。相在快冷時的轉變同一成分合金，從不同溫度淬火時組織變化規(guī)律：鈦合金在(+)兩相區(qū)不同溫度淬火，所發(fā)生組織轉變決定于在加熱溫度下相的成分，其對應關系與相區(qū)淬火相同，只是組織中還包含部分不發(fā)生轉變的初生相。同一成分合金經(jīng)不同溫度淬火可得到下列組織'，初+'；初+"；初+"+m；初+"+()及初+ m。小結1.可熱處理強化與不可熱處理強化鋁合金相圖2.鋁合金的時效過程及時效規(guī)律3.鎂合

17、金的蠕變性能4.鈦合金的組織及相在冷卻時的轉變3.金屬貯氫材料的基本原理在一定條件下，氫以原子形式與M（金屬或合金）反應吸附，形成金屬氫化物（MHn）；改變條件，MHn分解釋放出氫氣。M對氫的吸附與釋放是一個可逆過程：M+1/2H2MHn±H吸氫時放熱，吸熱時放氫。403.金屬貯氫材料的基本原理3.1金屬氫體系的相平衡：P-C-T曲線 ( P-C等溫線)衡量貯氫材料熱力學性能的重要曲線金屬氫化物氫含量壓力組分溫度金屬氫化物任一溫度的分解壓有3個區(qū)域，對應金屬合金與H2反應的3步： 相區(qū):含氫固溶體; (+)互溶區(qū):兩相共存的平臺區(qū); 相區(qū):金屬氫化物。413.金屬貯氫材料的基本原理3

18、.1金屬氫體系的相平衡：Gibbs相率 F = C P + 2F ：自由度;C ：體系的組分;P ：相數(shù). 相區(qū): F = C P + 2 = 2 2 + 2 = 2,固定溫度，壓力和組分可變; (+)互溶區(qū): F = C P + 2 = 2 3 + 2 = 1,固定溫度，如果組分變化則壓力不變; 相區(qū): F = C P + 2 = 2 2 + 2 = 2,固定溫度，壓力和組分可變。423.金屬貯氫材料的基本原理3.1金屬氫體系的相平衡：相區(qū)：固溶度HS.S與固溶體平衡氫壓的平方根 PH2½成正比單一的固溶體相對于整個貯氫系統(tǒng)并不重要。433.金屬貯氫材料的基本原理3.1金屬氫體系的

19、相平衡： + 相區(qū)：固溶體吸附飽和，進一步與氫反應，生成部分氫化物相（相）：x是固溶體中的氫平衡濃度，y是合金氫化物中氫的濃度，一般yx。443.金屬貯氫材料的基本原理3.1金屬氫體系的相平衡：相區(qū)：全部金屬變成金屬氫化物，提高氫壓，相組成逐漸接近化學計量組成。氫化反應結束，氫壓顯著增加。453.金屬貯氫材料的基本原理3.1金屬氫體系的相平衡：得到的信息：金屬氫化物中氫的含量，任一溫度下金屬氫化物的分解壓力。平臺壓力、平臺寬度和滯后效應是金屬貯氫材料吸放氫性能的主要指標。463.金屬貯氫材料的基本原理3.2 + 相區(qū)：Vant-Hoff等溫方程：假設H和S與溫度無關473.金屬貯氫材料的基本原

20、理3.2 + 相區(qū)：各種金屬氫化物的分解壓與溫度的關系483.金屬貯氫材料的基本原理3.2 + 相區(qū)：在T的很大范圍內(nèi)，lnPH2與1/T呈線性關系。根據(jù)斜率可求出H°，根據(jù)截距可求出S°。S°越大，平衡分解壓越低，氫化物越穩(wěn)定；H°大多數(shù)為負值，絕對值越大，氫化物越穩(wěn)定。493.金屬貯氫材料的基本原理3.2 + 相區(qū)：合金氫化物H的選擇標準: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族的放熱型金屬與VIBVIIIB族的吸熱金屬合理配制成合金，可得到上述范圍內(nèi)的金屬化合物。50吸氫反應機理氫分子與合金接觸，吸附于合金表面，氫的H-H鍵解離，成為原子狀的H，原子狀的氫從合金表面向內(nèi)部擴散，侵入比氫原子半徑大得多的金屬原子與金屬的間隙中形成固溶體。51吸氫反應吸氫反應是一個多相反應，有下列基礎反應組成：1.H2傳質(zhì)；2.化學吸附氫的解離，生成吸附氫Had；3.表面遷移；4.吸附氫轉化為吸收氫Habs；5.氫在相中擴散；6.相轉變?yōu)橄啵?.氫在相中擴散524.金屬貯氫材料結構H以原子形式進入金屬貯氫材料的間隙，實現(xiàn)氫的吸附貯存H原子大小

22、：直徑d=0.46Å貯氫材料的間隙534.金屬貯氫材料結構Position for H occupiedHydrogen onTetrahedral SitesHydrogen onOctahedral Sites544.金屬貯氫材料結構4.2間隙554.金屬貯氫材料結構4.2間隙R為金屬原子半徑56晶體結構fccbcchcp八面體間隙數(shù)No466八面體間隙大小riso0.414R(100) 0.154R ，(110) 0.633R0.414R四面體間隙數(shù)Nt81212四面體間隙大小rist0.225R0.291R0.225R原子數(shù)Na426No/Na131Nt/Na2624.金屬貯

23、氫材料結構4.2間隙通常間隙半徑（radius of interstice site）< 0.1 nm.氫一般進入較小原子半徑金屬的八面體間隙，例如Ni，Cr，Mn ，Ti等;較大原子半徑金屬的四面體間隙，例如Re，Zr等。一般貯氫材料中，貯氫后晶體中的氫原子數(shù)為金屬原子數(shù)的1-2倍。574.金屬貯氫材料的結構只有能在溫和條件下大量可逆吸收和釋放氫的金屬和合金氫化物才能做貯氫材料。目前具有實用價值的金屬貯氫材料有稀土型AB5型，鋯鈦系拉夫斯相AB2型，鈦系AB型；鎂系AB型以及釩系固溶體型等。584.金屬貯氫材料結構4.3 AB5型LaNi5LaNi5是CaCu5型結構，六方晶系。LaN

24、i5及單胞的晶體結構594.金屬貯氫材料結構4.3 AB5型LaNi5晶胞中有6個變形四面體空隙,每個空隙由2La+2Ni共4個原子圍成：604.金屬貯氫材料結構4.3 AB5型LaNi5晶胞中還有3個變形八面體空隙(即8×1/4+2×1/2=3),每個空隙由2La+4Ni共6個原子圍成：614.金屬貯氫材料結構4.5 AB2型（Ti、Zr系拉夫斯相合金）通式為AB2的化合物，其借助于兩種不同大小的原子配合排列成密堆結構，稱為Laves（拉夫斯）相。理論上Laves相的A原子和B原子半徑比值rA/rB為1.255 (1.051.68)。在拉夫斯相中，金屬為致密聚集的結構，有

25、C14（MgZn2型，六方相），C15（MgCu2型，立方相）及C36（MgNi2型，六方相）3種。AB2型合金具有多樣的晶體結構和較寬的組成范圍，除拉夫斯相合金外，AB2型合金還有些非拉夫斯相的合金，如ZrNi, Zr9Ni11， Zr7Ni10等。624.金屬貯氫材料結構4.5 AB2型（Ti、Zr系拉夫斯相合金）63634.金屬貯氫材料結構4.5 AB2型（Ti、Zr系拉夫斯相合金）H進入拉夫斯相合金晶格中的位置，全部是四面體間隙64644.金屬貯氫材料結構4.5 AB2型（Ti、Zr系拉夫斯相合金）兩個共面的四面體間隙間的距離是0.16nm；兩個不共面的四面體間隙間的距離是0.22nm。每個拉夫斯相合金晶胞中的間隙總數(shù)為17，具體組成與分布如下表所示65654.金屬貯氫材料結構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：穩(wěn)定的氫化物中 H與H之間的距離要大于0.21 nm；Shoemak