快速凝固法制备Mg-Al-Ca合金薄带

通过单辊快淬法制备了Mg-8.2Al-4.7Ca合金薄带,采用XRF、XRD、金相显微分析、显微硬度测量等分析方法研究了其凝固组织及相结构,以及转速对镁合金条带厚度和显微硬度的影响。研究结果表明,急冷快速凝固条件下,合金形成非晶相 细小hcp-Mg(Al,Ca)相;镁合金薄带显微组织沿厚度方向分为近辊面细晶区、内部柱状晶和自由面粗晶区;随着辊速的提高,晶粒不断细化,薄带的硬度不断提高。晶粒细化是显微硬度提高的主要原因。     

快速凝固Mg94.6Zn4.8Y0.6镁合金薄带的组织与性能

采用单辊快速凝固技术制备了Mg94.6Zn4.8Y0.6合金薄带,研究了薄带的组织及性能特征。结果表明:Mg94.6Zn4.8Y0.6镁合金快速凝固薄带组织由过饱和的单相-αMg固溶体组成,沿厚度方向分为两个晶区:近辊面粗大等轴晶区和自由面细小等轴晶区。Mg94.6Zn4.8Y0.6合金快速凝固薄带的显微硬度为85.95HV,在250℃左右保温2 h的显微硬度最高,超过该温度(250~300℃)显微硬度显著下降。     

快速凝固Mg_(80)Cu_(18)Y_2合金薄带的组织与性能

采用单辊急冷法制取快速凝固Mg80Cu18Y2合金薄带,试验研究辊子转速、退火温度对Mg80Cu18Y2合金薄带组织和性能的影响,通过X射线衍射、差热分析、显微硬度测试、透射电镜等手段对薄带的组织和性能进行了观察与分析。试验结果表明:Mg80Cu18Y2合金薄带的组织呈完全非晶态,并且组织中存在大量的呈体心立方结构的Mg24Y5相。     

快速凝固Mg94.6Zn4.8Y0.6合金薄带微观结构及显微偏析

采用单辊快速凝固技术制备了Mg94．6 Zn4．8 Y0.6合金快速凝固薄带，并通过扫描电镜的背散射及线扫描研究了快速凝固Mg94．6 Zn4．8 Y0.6合金薄带的显微偏析。结菜表明，由于溶质截流，单辊快速凝固Mg94．6 Zn4．8 Y0.6合金薄带为过饱和单相α—Mg固溶体的蜂窝状组织，Mg、Zn和Y宏观分布比较均匀。但在薄带厚度方向上存在偏析，在晶内也存在显微偏析，偏析形成是由于从辊面到自由面凝固速度的差异及溶质传输和晶格结构造成的，其中Zn元素偏析最大，Y元素次之，Mg元素最小。     

快速凝固Mg80Cu10Y10金属玻璃的晶化行为

采用单辊快速凝固法制备了Mg80Cu10Y10合金薄带,并对合金薄带进行热处理,利用XRD、DSC和HRTEM分析研究了该合金薄带的晶化过程及其晶化后的微观结构.结果表明:快速凝固Mg80Cu10Y10合金薄带为单一的非晶态结构,其约化玻璃转变温度Trg为0.62,具有较强的非晶形成能力;非晶合金具有三阶段晶化行为;在热处理温度为423 K时合金仍为非晶态;当温度达到473 K时,合金发生明显晶化,在非晶基体上弥散析出Mg2Cu、Cu2Y和hcp-Mg纳米晶粒;随着温度由523 K升高至623 K时,析出晶粒尺寸增大、数目减少,合金中的晶体相为hcp-Mg、Mg2Cu和Mg24Y5.     

单辊快速凝固Mg-4.8Zn-0.6Y合金的组织

采用单辊快速凝固方法制备了Mg-4.8Zn-0.6Y合金薄带,利用SEM、TEM、XRD、EDX及DTA,研究了合金的显微组织、相组成、偏析及凝固特征。结果表明,快速凝固制备的Mg-4.8Zn-0.6Y合金由过饱和的α-Mg固溶体、准晶I(Mg3YZn6)和X(Mg12YZn)相组成,自由表面晶粒为1~3μm的细小等轴晶。凝固过程的冷却速度为4.60×106~1.04×107 K·s-1,满足准晶相析出所需的冷却条件。沿薄带厚度截面Mg、Zn和Y的分布比较均匀,仅存在少量偏析,晶内也存在微观偏析。偏析是由于从辊面到自由面凝固速度的差异及溶质传输和晶格结构造成的,其中Zn元素偏析最大,Y次之,Mg最小。     

亚快速凝固Mg7Zn3Y（-Zr）合金的组织演化及凝固动力学

研究了亚快速凝固Mg7Zn3Y(-Zr)合金的组织特征及凝固行为.亚快速凝固合金由α-Mg固溶体和在晶界处呈网状分布的三元化合物相组成,包含α-Mg,Mg3Y2Zn3和Mg3YZn6相,没有常规凝固合金中"鱼骨状"层片共晶组织,亚快速凝固合金的晶粒尺寸显著减小. Zr使常规凝固合金的晶粒明显细化,而亚快速凝固使Zr的细化作用被抑制,α-Mg基体的形态由树枝状趋于等轴化.提高冷速或加Zr没有改变合金的相组成,但亚快速凝固合金增加了Mg3Y2Zn3和Mg3YZn6相的总量.结合瞬态形核理论和稳态形核及生长理论,探讨了合金在亚快速凝固条件下的相选择及凝固动力学.     

热挤压快速凝固Mg80Cu15Y5合金棒材的组织与性能

用快速凝固粉末冶金技术制备了直径Φ12mm的Mg80Cu15Y5合金热挤压棒材,并研究该合金薄带、热挤压态及热处理后的组织及力学性能。结果表明:快速凝固Mg80Cu15Y5合金薄带为非晶态,热挤压后的合金棒材中有Mg2Cu、Cu2Y和Mg晶体相析出,热处理后的合金中未有新相析出;随着热处理温度的升高合金棒材的硬度呈现出先升高后降低的趋势,这与合金中Mg2Cu纳米晶颗粒的析出、重溶及长大有关。     

Ca对快速凝固Mg-6Zn合金薄带组织与性能的影响

采用双辊快速凝固技术制备了Mg-6Zn-xCa合金薄带,通过金相显微镜、扫描电镜、X射线衍射仪、差示扫描量热分析仪及显微硬度计研究了薄带的组织与性能特征。结果表明,不仅快速凝固显著细化晶粒和第二相,Ca也有助于合金微观组织的进一步细化;快速凝固Mg-6Zn合金的组织由过饱和固溶体a-Mg、Mg51Zn20,以及少量的Mg2Zn3和MgZn2组成。随着Ca的加入,Mg2Ca、Ca2Mg6Zn3和MgZn2相逐渐增多,而Mg2Zn3和Mg51Zn20却有所减少,因此,Ca的添加有助于提高快速凝固Mg-6Zn合金的热稳定性。     

快速凝固Al-5Zn-2.5Mg-2.5Mn合金的显微组织演化

利用DSC、X射线衍射 (XRD)、透射电镜 (TEM)和能谱分析研究了快速凝固Al 5Zn 2 5Mg 2 5Mn(质量分数 )合金急冷态和退火态的显微组织 ,同时测定了该合金的硬度。DSC曲线有四个放热峰 ,位于 90～ 110℃、2 6 0℃、4 6 0℃和 4 80℃ ,它们分别对应于 η相 (MgZn2 )、T相 (Al2 Mg3Zn3)、Al3Mn相和Al6 Mn相的析出或转变 ,分析结果与XRD和TEM分析一致。研究还表明 :快凝合金急冷态组织为过饱和Al基固溶体 ,无其它相存在 ;快凝合金经 30 0℃× 1h处理后 ,出现 η和T相 ,此时无Al Mn相出现 ;快凝合金经 5 0 0℃× 1h处理后 ,出现了Al Mn弥散相 ,而 η和T相溶入固溶体 ,Al的点阵常数和合金硬度变化验证了上述显微组织的演化过程。随着Al Mn相的析出或转变 ,合金硬度显著提高     

快速凝固粉末冶金Mg_(80)Cu_(10)Y_(10)合金的组织与力学性能

采用快速凝固粉末冶金技术制备热挤压Mg_(80)Cu_(10)Y_(10)合金棒材,研究了快速凝固Mg_(80)Cu_(10)Y_(10)合金薄带及热挤压后合金的相结构,并对热处理工艺对合金棒材组织结构及力学性能的影响进行了分析.研究表明,采用单辊快速凝固法在辊速为1800 r/min下制备的Mg_(80)Cu_(10)Y_(10)合金薄带为完全非晶态;在热挤压过程中Mg_(80)Cu_(10)Y_(10)合金中有Mg_2Cu和Mg晶体相析出,其显微硬度比薄带有所提高,这与合金中细小Mg_2Cu颗粒的弥散析出有关;在450 ℃保温4 h后的热挤压Mg_(80)Cu_(10)Y_(10)合金中没有新相析出;随着热处理温度的升高或保温时间的延长,由于Mg_2Cu颗粒出现重溶及聚集长大现象,使得热挤压Mg_(80)Cu_(10)Y_(10)合金的显微硬度表现出逐渐下降的变化趋势.     

Mg_(80)Cu_(15)Y_5合金的非晶形成能力及晶化行为

采用单辊快速凝同法制备出厚约40μm的Mg_(80)Cu_(15)Y_5非品合金薄带,利用XRD、DSC、TEM和HRTEM研究了非品合金的非品形成能力和晶化行为,分析了品化对合金组织结构与性能的影响.结果表明:Mg_(80)Cu_(15)Y_5合金的过冷液态温度区间△T_x和约化玻璃转变温度T_(rg)分别为55K和0.58,表明其具有较强的非晶形成能力;该合金在退火温度高于473 K后发牛明显晶化,从非品基体中析出 Mg_2Cu、Cu_2Y和Mg晶体相;随着退火温度的升高,合金的硬度呈现出先升高后降低的变化趋势,这与纳米品体相颗粒的弥散析出、重溶及粗化有关.     

Microstructure and properties of AZ31 magnesium alloy with rapid solidification

Rapidly solidified (RS) AZ31 magnesium alloy ribbons were made using melt spinning technique. The results show that its microhardness increases with the wheel speed, and after heat treatment, the microhardness of the ribbons produced at 1 600 r/min also increases. Rapid solidification leads to reduction of grain size. When the wheel speed reaches 1 600 r/min, no Mg17 Al12 phase precipitates, while heat treatment at 200℃ leads to precipitation of Mg17 Al12 phase. Al-Mn intermetallic compounds with size no larger than 10 nm appear in as-spun ribbons. The corrosion potential of the as-cast ingots is lower than that of the as-spun ribbons.     

快速凝固Al—Zr—Ti合金的组织结构

利用透射电子显微镜研究了快速凝固Al-4Zr-2Ti(原子百分比）合金的组织结构。结果表明：快凝合金的显微硬度与其显微组织密切相关,快凝合金急冷态组织显示出单一相-过饱和Al基固溶体,此时显微硬度为220HV,快凝合金经420℃退火4h ,具有立方结构的亚稳相L12-Al3(Zr、Ti)析出,此时显微硬度达到峰值260HV,而经420℃退火20h,则L12相转为为DO23相,同时,显微硬度下降到150Hv。     

添加Cr元素对快速凝固Al-Ti-Fe基合金显微组织和显微硬度的影响

采用单辊旋铸技术制备Al-2．5Ti-2．5Fe和A1-2．5Ti-2．5Fe-2．5Cr合金薄带，利用X射线衍射、EDS、透射电镜和高分辨电镜来分析该两种合金的急冷态和退火态显微组织，研究了Cr对快速凝固Al-2．5Ti-2．5Fe合金显微组织和显微硬度的影响。     

快速凝固Ni—Al合金中的组成相

选取了Ai-Al系六种合金成分（Ni25Al75,Ni31.5Al68.5,Ni39Al61,Ni70Al30,Ni72.2Al27.8,Ni74Al26),采用熔体旋铸法分别制备出不同厚度（30－120μm）的条带试样。用XRD的K值法对其组成相作了定量测定。结果表明,快速凝固组成相与常规凝固组成相有较大差异,快速凝固析出的相中,具有较低液相线湿度的化合物相有较大幅度的增加;冷速不同,组成相中各相的含量也不相同。用当前快速凝固的形核理论和枝晶生长模型对实验结果作了理论分析与计算。结果表明, 具有较高液相线温度的化合物是先析出相,而具有较低液相线温度的化合物具有生长速度上的优势。分析认为,凝固的冷却速率和竞争相之间的生长速度的差异是最终相组成变化的主要原因。     

快速凝固制备Mg-Al-Zn合金薄带

镁合金的力学性能、抗腐蚀性能及室温塑性都较差，至今它的应用仍受到限制。快速凝固通过改善合金的微观结构，是克服上述局限的有效方法之一。采用双辊旋铸技术快淬制备AZ31镁合金薄带。对双辊转速对薄带厚度及其微观硬度的影响进行了分析。微观硬度随双辊转速的提高而提高。然而，由于AZ31镁合金的Al、Zn含量过少，固溶有限，所以由热处理引起的析出相强化有限，这也是由热处理所引起的微观硬度增幅不大的原因。所以，对AZ31镁合金进行强化处理，应该采用快速凝固细化晶粒的方法较为有效。     

Study on Microstructure and Thermal Stability Behavior of Rapidly Solidified Al-Fe-Ce Alloy

Study on Microstructure and Thermal Stability Behavior of Rapidly Solidified Al-Fe-Ce Alloy     

Al-Mg-Zn二十面体准晶合金中的Frank-Kasper相

Frank-Kasper相Mg32(Al,Zn)49是与其准晶相相对应的1/1近似相,它具有二十面体壳层密堆结构。研究了在常规凝固条件下化学成分为AlxMg40Zn60-x(x=20~45,摩尔分数)合金中Frank-Kasper相的组织形貌。利用光学显微镜、X射线衍射仪及扫描电镜,确定了Frank-Kasper相的组织及成分。结果表明:AlxMg40Zn60-x(x=20~45)合金中均为单相的Frank-Kasper相;随铝含量的增加,其形貌由花瓣状逐渐向“十字架”状组织转变。