金属材料学

金属材料学授课时间：50学时主讲教师：金永中课程特点：综合性、应用性、经验性。课程要求：结合相图知识，掌握合金化基本理论，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。课程特点和要求课程要点及思路性能要求材料成分零件服役条件处理工艺力学性能组织结构材料学主线示意图第二篇有色金属材料铝合金、镁合金和钛合金质轻又耐蚀，为航空结构件之优选材料。铜和铜合金有很好导电和导热性，为电气和仪表元器件之优选。金属分为黑色金属和有色金属两大类，黑色金属包括铁、铬、锰；工业中主要是指钢铁材料。而黑色金属以外的所有金属则为有色金属（非铁金属材料）。相对于黑色金属，有色金属有许多优良的特性，在工业领域尤其是高科技领域具有极为重要的地位。例如：铝、镁、钛、铍等轻金属具有相对密度小、比强度高等特点，广泛用于航空航天、汽车、船舶和军事领域；银、铜、金（包括铝）等贵金属具有优良导电导热和耐蚀性，是电器仪表和通讯领域不可缺少的材料；镍、钨、钼、钽及其合金是制造高温零件和电真空元器件的优良材料；还有专用于原子能工业的铀、镭、铍；用于石油化工领域的钛、铜、镍等。本篇主要介绍目前工程中广泛应用的铝、镁、钛、铜及其合金和相关材料，了解这些材料的典型性能特点，合金化及热处理以及材料一般用途等。第一节铝合金中的合金元素第二节变形铝合金第三节铸造铝合金第八章铝合金1、产量占有色金属首位；成本低廉（地壳含量8.2%）；2、密度低（2.63～2.85g/cm3），比强度高；3、导电，导热性好（纯铝的导电性仅次于Ag、Cu、Au而位居第四位，约为纯铜导电率的60％）；4、耐蚀性好（Al2O3膜的存在，只有在卤素离子及碱离子的强烈作用下氧化膜才会遭到破坏）；5、优良的工艺性能（极好的铸造性能，良好的可塑性）。第一节铝合金中的合金元素概述工业纯铝工业纯铝有银白色光泽，密度小（2.72g/cm3），熔点低（660℃），为非磁性材料。固态铝具有面心立方晶体结构，无同素异构转变。因此铝具有良好的塑性和韧性，在0～253℃之间塑性韧性不降低。物理性能工业纯铝强度低，室温下仅为(45～50)MPa，故一般不宜用作结构材料。工业纯铝主要用作配制铝基合金；高纯铝则主要用于科学试验，化学工业和其他特殊领域。此外纯铝还可用于制作电线、铝箱、屏蔽壳体、反射器、包覆材料及化工容器等。应用分类纯铝按其纯度分为高纯、工业高纯和工业纯，纯度依次降低。为改善铝的机械性能，研究发现向铝中加入适量的某些合金元素，并进行冷变形加工或热处理，可大大提高其机械性能，其强度甚至可以达到钢的强度指标。铝的合金化和强化方式铝合金的分类及强化目前铝中主要可能加入的合金元素有Cu、Mg、Si、Mn、Zn和Li等，它们可单独加入，也可配合加入。由此得到多种不同工程应用的铝合金。除上述主加元素外，许多Al合金还常常要加入一些辅助的微量元素，如Ni、B、Zr、Cr、Ti、稀土等，进一步改善合金的综合性能。无论加入哪种合金元素，各类Al合金的相图一般都具有如下图的形式，相图靠Al端都具有共晶相图特点。以相图上合金元素在Al中的最大饱和溶解度D为界线将各种Al合金分为变形铝合金和铸造铝合金两大类。变形铝合金：是指成分小于D点的合金可以得到单相固溶体组织，塑性变形能力好，适合于冷热加工。变形铝合金又可分为热处理强化和不可热处理强化铝合金两种：成分小于F点的合金其固溶体成分不随温度而变化，故不能用热处理强化；反之则可以通过时效处理而沉淀强化。铸造铝合金：是指成分比D点高的合金属铸造铝合金。这类合金有良好的铸造性能，熔液流动性好，收缩性好，抗热裂性高，可直接浇铸在砂型或金属型内，制成各种形状复杂的甚至薄壁的零件或毛坯。铝合金的强化方式1、固溶强化：铝合金中常加入的主要合金元素Cu，Mg，Zn，Mn，Si，Li等都与Al形成有限固溶体，有较大的固溶度（见表10-1），具有较好的固溶强化效果。相图分析：单纯靠固溶作用对Al合金的强化作用是很有限的，另一种更为有效的强化方式是Al合金的固溶（淬火）处理+时效热处理。2、时效（沉淀）强化：铝合金中较强的沉淀强化效果的基本条件：①沉淀强化相是硬度高的质点；②加入铝中的合金元素应有较高的极限固溶度，且其随温度降低而显著减小；③淬火后形成的过饱和固溶体在时效过程中能析出均匀，弥散的共格或半共格的亚稳相，在基体中能形成强烈的应变场。1）定义：当合金元素加入量超过其极限溶解度时，合金固溶处理时就有一部分第二相不能溶入固溶体，这部分第二相称作过剩相。3、过剩相强化：2）过剩相对合金性能的影响：过剩相一般为强硬脆的金属间化合物，当其数量一定且分布均匀，对铝合金有较好的强化作用，但会使合金塑性韧性下降；数量过多还会脆化合金，其强度也会下降。3）变质处理：以铝硅合金为例（如图所示），共晶组织中的硅晶体呈初针状或片状，此时共晶的强度和塑性很低，若使共晶硅细化成颗粒，可以显著改善组织的塑性。通常采用变质处理，加入钠盐变质剂，使共晶合金变成α固溶体和细小的共晶组成的亚共晶组织，共晶中硅呈细粒状。通过向合金中加入微量合金元素，或改变加工工艺及热处理工艺，使合金基体及沉淀相和过剩相细化，既提高合金的强度，还会改善合金的塑性和韧性。4、细晶强化：如：变形铝合金的形变再结晶退火，铸造铝合金通过改变铸造工艺（如变质处理）及加入微量元素（如0.1～0.3%Ti）的方法（分析铝钛相图）都可以达到细化组织的目的。对合金进行冷塑性变形，利用金属的加工硬化提高合金强度。这是不能热处理强化铝合金的主要强化方法。5、形变强化：沉淀强化相的脱溶过程1、概述：1）定义：淬火是指将合金通过加热到固溶体溶解度曲线以上温度保温，然后以大于临界冷却速度急速冷却，从而得到过饱和固溶体的热处理方法。时效是指将淬火状态的合金在一定温度下保持适当时间，使淬火得到的过饱和固溶体发生分解，从而大大提高合金的强度。2）淬火及时效的作用：铝合金重要的综合热处理方式，提高铝合金强度的重要手段。对铝合金及大多数有色金属合金而言：经过淬火，不同合金的性能变化也大不相同。可能有四种情况：①σ↑，δ或ψ↓；②σ↓，δ或ψ↑；③σ↑，δ或ψ↑；④σ，δ或ψ基本无变化。3）淬火后合金性能的变化通常，变形铝合金在保持高塑性的情况下强度提高，其塑性可能与退火状态相差无几。铸造铝合金淬火后强度和塑性通常都有所提高。合金σb（MN/m2）δ（％）退火态或铸态淬火态退火态或铸态淬火态LY12200（退火）30025（退火）23ZL301150（铸态）3001（铸态）12ZL101160（铸态）2002（铸态）6表8－1淬火前后不同合金的机械性能固溶强化与第二相（或称过剩相，表示与固溶体平衡的其他相）强化之间的差异造成的。（注：淬火加热时，第二相会出现溶解）4）淬火后性能出现差异的原因：若淬火前第二相的强化效果＜淬火后固溶强化的效果，则淬火后合金的强度↑；若淬火前第二相的强化效果＞淬火后固溶强化的效果，则淬火后合金的强度↓。大多数铝合金，淬火后强度有所提高，但幅度不大；要想大大提高合金的强度，必须在淬火后进行时效处理。5）淬火后进行时效处理的必要性：在不改变材料形状的情况下获得较优异的综合性能。6）淬火及时效处理的优越性：2、脱溶过程中系统自由能的变化：1）定义：脱溶（或沉淀）是指：从过饱和固溶体中析出一个成分不同的新相或溶质原子富集的亚稳区过渡相的过程，属于固态相变的范畴。2）脱溶时的能量变化：若脱溶过程能够进行，则必有△G＜0（其中△G表示新相和母相的自由能差）。△G＝－V△GV＋Sσ＋V△Ge式中：V为新相体积；S为新、旧相的界面积；△GV和△Ge分别表示形成单位体积新相时自由能和应变能；σ表示新、旧相界单位面积的界面能。（液态形核只有前两项）脱溶过程（以及其他固态相变）中，相变的阻力除了界面能外，还包括弹性应变能。界面能和应变能的大小，不但影响新相的形核方式，而且影响新相的形状。表8－2界面状态、界面能（或应变能）和新相形状的关系界面状态新旧相晶体结构，点阵常数界面能应变能新相形状（弹性应变）共格接近低高薄片状或盘状半共格较接近中中针状等非共格差异大高低球状或等轴状注：1）共格界面不可能完全共格，只有在产生高的弹性应变的前提下，才形成共格界面。2）非共格界面两侧原子无法一一匹配，界面能大，晶格不发生弹性变形。凡是有固溶度变化的相图，从单相区进行两相区时都会发生脱溶沉淀。3、脱溶的一般序列：现以Al－Cu合金为例说明脱溶转变的过程：从Al－Cu合金相图可知，该合金室温组织由α固溶体和θ相（CuAl2）构成，加热到550℃保温，使θ溶入α，得单相α固溶体，如果淬火快冷，便得到过饱和α固溶体，然后再加热到130℃保温进行时效处理，随时间的延长，将发生下列析出过程（析出序列）：α→G·P区→θ//→θ/→θ其中G·P区、θ//、θ/为亚稳定相。G.P区的发现：1938年，A.Guinier和G.D.Prestor用X射线结构分析方法各自独立发现，Al－Cu合金单晶体自然时效时在基体的{100}面上偏聚了一些铜原子，构成了富铜的碟状薄片（约含铜90％），其厚度为0.3～0.6nm，直径为0.4～0.8nm。1）G.P区：为纪念这两位发现者，将这种两维原子偏聚区命名为G.P区。现在人们把其他合金中的偏聚区也成为G.P区。G.P区的形状与尺寸：在电子显微镜下观察呈圆盘状，直径约为8nm，厚度约为0.3～0.6nm。G.P区形成的原因：G.P区的形核是均匀分布的，其形核率与晶体中非均匀分布的位错无关，而强烈依赖于淬火所保留下来的空位浓度（因为空位能帮助溶质原子迁移）。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。G.P区的晶体结构与界面：Wcu为0.90时，是溶质原子富集区，它在母相的{100}晶面上形成，点阵与基体α相相同（fcc）并与α相完全共格。过渡相的形状与尺寸：Al-Cu合金中有θ’’和θ’两种过渡相。θ’’呈圆片状或碟形，直径为30nm，厚度为2nm。而θ’是光学显微镜下观察到的第一个脱溶产物，也呈圆片状或碟形，尺寸为100nm数量级。2）过渡相：过渡相的晶体结构与界面：过渡相往往与基体共格或部分共格，且有一定的结晶学位向关系。由于过渡相与基体之间的结构存在差异，因而其形核功较大。为了降低应变能和界面能，过渡相往往会在位错，小角晶界、层错以及空位团等处不均匀形核。因此，其形核速率将受材料中位错密度的影响。此外，过渡相还可能在G.P区中形核。θ’’相为正方点阵：a＝b＝0.404nm，c＝0.768nm，θ’’相基本是均匀形核，分布均匀且与基体完全共格，它与基体的位向关系为{100}θ’’//{100}基体。与G.P区相比，在θ’’相周围会产生更大的共格应变，故其强化效果也比G.P区大。θ’相为正方点阵：a＝b＝0.404nm，c＝0.58nm，它与基体部分共格，与基体的位向关系为{100}θ’//{100}基体。θ’相的具体成分为Cu2Al3.6，很接近平衡相θ（CuAl2）。θ也是正方点阵：a＝b＝0.606nm，c＝0.487nm，一般与基体不共格，但亦存在一定的结晶学位向关系，其界面能高，形核功也高。为减小形核功，往往在晶界处形核，所以平衡相形核是不均匀的。2）平衡相：课堂提问：实验研究指出，不少合金时效时，往往先析出亚稳定的过渡相，而不直接析出平衡相这是为什么？提示：从能量与相的稳定性方面考虑。解答：这是因为平衡相与基体相之间往往是非共格界面，而过渡相和基体相之间是共格或半共格。由于共格相界的界面能最低，且相变初期界面能是抑制相变的主要因素，所以形核功小，这就意味着时效过程中容易先析出过渡相，只有在一定的条件下才由亚稳定的过渡相转变为稳定的平衡相。另外，过渡相在成分上更接近于基体相，形核时所需的成分起伏小，这也是过渡相容易形成的原因之一。4、合金成分和时效温度对脱溶