轻合金的组织与性能复习.docx
- 文档编号:23863292
- 上传时间:2023-05-21
- 格式:DOCX
- 页数:57
- 大小:4.07MB
轻合金的组织与性能复习.docx
《轻合金的组织与性能复习.docx》由会员分享,可在线阅读,更多相关《轻合金的组织与性能复习.docx(57页珍藏版)》请在冰豆网上搜索。
轻合金的组织与性能复习
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。
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。
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。
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:
〈′
GP区
过渡相
平衡相
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:
〈′
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:
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
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)
碟
形
G
P
区
球
形
G
P
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
θ"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。
θ"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
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)。
(4)⎝相
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。
(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。
(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)
面上的双层
Cu富集区
单层片状Cu
富集区
多层析出物θ"相
GP(II)
与基体半共
格的θ'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;
4α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;
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。
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
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
镁合金的组织特点
α-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
β1'
β2'
β
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
α
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、Mg
H
稳
定
元
β同晶元素
V、Nb、Mo、Ta
素
置换元素
慢速分解
Cr、Mn、Fe、Co
β共析元素
快速分解
Si、Cu、Ag、Ni、
Y、W、B
β
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
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+β
β→α+TixMy
β→α΄或α΄΄
β→ω
α΄:
密排六方晶格,为六方马氏体
α΄΄:
斜方晶格,为斜方马氏体
ω:
亚稳定六方晶格
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。
ω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ω相
成分相同;转变具有可逆性,保持共格界面等,故β→ω变是一种非
扩散相变。
不同点:
形核率高,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β相区淬火,可得到六种组织:
α';α";α"+βm(亚稳定β相);α+β(ω),β(ω)及βm。
β相在快冷时的转变
⑵同一成分合金,从不同温度淬火时组织变化规律:
钛合金在(α+β)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β相的成分,其对应关系与β相区
淬火相同,只是组织中还包含部分不发生转变的初生α相。
同一成分合金经不同温度淬火可得到下列组织
α',α初+α';α初+α";α初+α"+βm;α初+α"+β(ω)及α初+βm。
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
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+1/2H2
MHn±⊗H
吸氢时放热,吸热时放氢。
40
3.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:
①
②
③
①〈相区:
含氢固溶体;
②(〈+®)互溶区:
两相共存的平台区;
③®相区:
金属氢化物。
41
3.金属贮氢材料的基本原理
3.1金属—氢体系的相平衡:
Gibbs相率F=C−P+2
F:
自由度;
C:
体系的组分;
P:
相数.
①〈相区:
F=C−P+2=2−2+2=2,
固定温度,压力和组分可变;
②(〈+®)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;
③®相区:
F=C−P+2=2−2+2=2,
固定温度,压力和组分可变。
42
3.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[H]S.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。
43
3.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y≥x。
44
3.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。
45
3.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。
46
3.金属贮氢材料的基本原理
3.2+相区:
Van’t-Hoff等温方程:
假设ΔH˚和ΔS˚与温度无关
47
3.金属贮氢材料的基本原理
3.2+相区:
各种金属氢化物的分解压与温度的关系
48
3.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。
49
3.金属贮氢材料的基本原理
3.2+相区:
合金氢化物ΔH˚的选择标准:
T=298K(R.T.),PH2=0.1MPa,ΔS˚≈–125J/mol.KH2.
∴ΔH˚=–37.5kJ/molH2
如果PH2=0.01~1MPa,T=298K(R.T.),
ΔH˚=–29~–46kJ/molH2
IA~VB族的放热型金属与VIB~VIIIB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α相中扩散;
6.α相转变为β相;
7.氢在β相中扩散
52
4.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:
直径d=0.46Å
贮氢材料的间隙
53
4.金属贮氢材料结构
PositionforHoccupied
Hydrogenon
TetrahedralSites
Hydrogenon
OctahedralSites
54
4.金属贮氢材料结构
4.2间隙
55
4.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
fcc
bcc
hcp
八面体间隙数No
4
6
6
八面体间隙大小riso
0.414R
(100)0.154R,(110)0.633R
0.414R
四面体间隙数Nt
8
12
12
四面体间隙大小rist
0.225R
0.291R
0.225R
原子数Na
4
2
6
No/Na
1
3
1
Nt/Na
2
6
2
4.金属贮氢材料结构
4.2间隙
通常间隙半径(radiusofintersticesite)<0.1nm.
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。
57
4.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。
58
4.金属贮氢材料结构
4.3AB5型—LaNi5
LaNi5是CaCu5型结构,六方晶系。
LaNi5及单胞的晶体结构
59
4.金属贮氢材料结构
4.3AB5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:
60
4.金属贮氢材料结构
4.3AB5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:
61
4.金属贮氢材料结构
4.5AB2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
时具有吸放氢功能,实现电池充放电。
正极
Ni(OH)2+OH-
充电
放电
NiOOH+H2O+e-
负极
M+xH2O+xe
-
充电
放电
MHx+xOH-
总的电极反应M+xNi(OH)2
充电
放电
MHx+xNiOOH
68
5.金属贮氢材料的应用
5.2Ni-MH二次电池工作原理
镍氢电池的充放电过程是贮氢材料吸放氢,氢原子
在两个电极间来回转移的过程。
69
5.金属贮氢材料的应用
5.3吸氢电极反应机理
充电时,在贮氢合金表
面,由于水的电化学还原生成
氢原子,氢原子被合金吸收形
成氢化物。
氢的扩散系数对贮氢电极的充电
反应非常重要。
在充电后期,氢的
扩散步骤控制着充电反应的速度,
氢的吸收来不及进行,则吸附的氢
将以氢气的形式逸出。
如果氢原子
不被合金吸收,而是形成氢气放
出,容易造成充电效率降低和自放
电的后果,因此要使用氢分解压低
的合金。
70
小结
金属贮氢合金的基本原理
1.化学吸放氢的可逆过程,氢以原子的形式
存在于金属晶体的间隙中。
2.P-C-T等温曲线,(α+β)相区,吸放氢
过程是个相变过程。
3.范德霍夫等温方程及相应曲线。
71
小结
金属贮氢材料的结构
1.间隙的种类。
2.
- 配套讲稿:
如PPT文件的首页显示word图标,表示该PPT已包含配套word讲稿。双击word图标可打开word文档。
- 特殊限制:
部分文档作品中含有的国旗、国徽等图片,仅作为作品整体效果示例展示,禁止商用。设计者仅对作品中独创性部分享有著作权。
- 关 键 词:
- 合金 组织 性能 复习
![提示](https://static.bdocx.com/images/bang_tan.gif)