有色部分3

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
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
（弹性应变）
新旧相晶 体结构， 点阵常数
界面 能 低
应变 能 高
新相形状 薄片状或盘状
共格
接近
半共格
非共格
较接近
差异大
中
高
中
低
针状等
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。
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。
3）淬火后合金性能的变化
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。
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
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。
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）
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↓。
5）淬火后进行时效处理的必要性： 大多数铝合金，淬火后强度有所提高，但幅度不大；要
（析出序列）：
α → G· P区 → θ// → θ/ → θ
其中G· P区、θ //、θ /为亚稳定相。
1）G.P区： 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。 为纪念这两位发现者，将这种两维原子偏聚区命名
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，
想大大提高合金的强度，必须在淬火后进行时效处理。
6）淬火及时效处理的优越性： 在不改变材料形状的情况下获得较优异的综合性能。 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
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，
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。
第八章
第一节 第二节 第三节
铝 合 金
铝合金中的合金元素 变形铝合金 铸造铝合金
第一节

铝合金中的合金元素
概述
1、产量占有色金属首位；成本低廉（地壳含量8.2%）；
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
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。
所以平衡相形核是不均匀的。
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，
5、形变强化：
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。

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。

工业纯铝
物理性能
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。

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。

应 用
工业纯铝强度低，室温下仅为 (45 ～ 50)MPa ，故一般
能形成强烈的应变场。
3、过剩相强化：
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。 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
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。
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。 铝合金中较强的沉淀强化效果的基本条件：
①
② ③
沉淀强化相是硬度高的质点；
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； 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
3、脱溶的一般序列：
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。 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
和塑性通常都有所提高。
表8－1 淬火前后不同合金的机械性能
合 金
σb（MN/m2）
退火态 或铸态 淬火态
δ（％）
退火态 或铸态 淬火态
LY12
ZL301 ZL101
200（退火）
150（铸态） 160（铸态）
300
300 200
25（退火）
1异的原因： 固溶强化与第二相（或称过剩相，表示与固溶体平衡
2）过渡相 ：
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。
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
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