Mg-Gd-Y合金富镁区的平衡相和非平衡相

应用相图计算和试验研究了Mg-Gd-Y合金富镁区平衡与非平衡相的差异,以及不同Gd含量对合金的平衡相图和非平衡相组成的影响。结果表明,Mg-Gd-Y合金富镁区的室温平衡相组成为α(Mg)+Mg5Gd+Mg24Y5。Y元素的加入降低了Gd在α(Mg)固溶体中的溶解度,降低合金的共晶反应温度,扩大结晶温度间隔。在普通金属型铸造下,合金的显微组织中还发现块状化合物Mg5(Gd0.4Y0.6)和少量非平衡凝固相Mg3(Gd0.5Y0.5),且随着Gd含量的增加,合金的第二相形状由片状逐渐转变为半连续的不规则网状。     

新型Mg-Gd-Y合金富镁角的相图计算及实验测定

用相图计算软件Pandat计算了Mg-Gd-Y合金的液相面投影图、室温(25℃)的等温截面图、Mg-xGd-2Y和Mg-xGd-7Y合金系的垂直截面图,并选取了Mg-5Gd-2Y和Mg-1Gd-7Y两种合金,通过相图计算与实验验证相结合的方法对合金的相平衡及凝固过程进行了研究.用光学显微镜、扫描电镜、能谱仪及示差扫描量热仪对该合金的室温平衡相组成及凝固过程的相变温度点进行了验证.结果表明,相平衡热力学计算结果与实验结果吻合,Mg-5Gd-2Y合金的凝固顺序为L-L α-Mg-α-Mg Mg5Gd-α-Mg Mg24Y5 Mg5Gd;Mg-1Gd-7Y合金的凝固顺序为L--L α-Mg-α-Mg Mg24Y5--α-Mg Mg24Y5 Mg5Gd,两合金的室温平衡组织均为α-Mg Mg24Y5 MgM5Gd.     

热处理过程中Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金的组织演变及性能

采用透射电镜、扫描电镜、能谱分析、X射线衍射及力学性能等测试手段,研究热处理工艺对水冷铸造的Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr(质量分数)合金显微组织、力学性能和耐腐蚀性能的影响。合金铸态显微组织由α-Mg、Mg(Gd,Y)相、富Zr小颗粒相和β-Mg_(24)Y_5网状共晶组成。在520℃固溶24 h后,合金中共晶相固溶进基体,固溶演变过程为α-Mg+β-Mg_(24)Y_5相+Mg(Gd,Y)→过饱和α-Mg固溶体+Mg(Gd,Y)相。225℃时效,合金的析出序列为Mg(S.S.S.S)→β″(DO19)→β′(CBCO)→β_1(FCC)→β(FCC),时效24 h达到峰时效态,合金的室温抗拉强度达到231MPa,伸长率为3.4%。时效处理能提高合金耐腐蚀性能,225℃时效72 h时合金析出稳定β(FCC)相,平均析氢速率最小,为0.22 mL/(cm~2·h),合金的耐腐蚀性能最强。     

Gd元素含量对砂型铸造Mg-Gd-Y合金微观组织和力学性能的影响

通过金相观察(OM)、扫描电镜观察(SEM)、能谱分析(EDS)、拉伸试验研究了Gd元素含量对砂型铸造Mg-Gd-Y系合金微观组织和力学性能的影响,并引入WE54合金作为对比。研究表明:Mg-Gd-Y系合金的铸态组织主要由等轴树枝晶α-Mg固溶体、晶界处孤岛状共晶相Mg24(Gd,Y)5以及孤立的方块相Mg5(Gd,Y)和起到晶粒细化作用的富Zr核心组成。随着Gd含量的增加,晶界处第二相Mg24(Gd,Y)5的体积分数明显增加,导致合金的抗拉强度和屈服强度不断提高,伸长率却不断降低。GW94合金强度最好:室温下抗拉强度和屈服强度最高分别可达213.7 MPa和156 MPa,伸长率却仅为1.29%。WE54合金的伸长率最高,这可能与铸态WE54合金晶界处形成的相互平行的片层状共晶相有关。Mg-Gd-Y系合金和WE54合金断裂机制都为准解理断裂。     

汽车转向器壳体用压铸GWK合金的热处理行为研究

对转向器壳体用压铸GWK合金进行了固溶+自然时效(T4)、固溶+人工时效(T6)和直接时效处理(T1),研究了不同热处理工艺对压铸GWK合金组织与性能的影响。结果表明,压铸态GWK合金的物相由α-Mg固溶体、Mg_5(Gd,Y)相和Mg_(24)(Gd,Y)_5相组成,T4处理后合金中出现了新相Mg_3Gd_2Y_3;经过T4处理后GWK合金具有最佳的强度和塑性结合,T1态GWK合金的强度和塑性相对T4态略有降低,T6态GWK合金的强度和塑性相对压铸态有所提升。     

不同状态的Mg-6Gd-2Y合金的显微组织特征

综合运用OM、XRD、FEGSEM和HRTEM手段深入分析了Mg-6%Gd-2%Y(质量分数)(记为GW62)合金铸态、固溶态和时效态的显微组织特征及演变过程。GW62合金铸态组织主要由α(Mg)和呈不连续网状的Mg_5(Gd,Y)相组成,在紧邻Mg_5(Gd,Y)处有少量非平衡凝固相Mg_2(Gd,Y);对合金进行520℃固溶处理,随着固溶时间延长,半连续状Mg_5(Gd,Y)相尺寸逐渐缩小,直至溶解,并在晶界形成大量细小fcc结构的富稀土相Mg(Gd,Y)_2,明显阻止了α(Mg)晶粒的长大;合金在175~225℃时效处理时,175℃时效硬化效果最明显,时效析出过程包括:时效初期(4~32 h),过饱和α(Mg)析出β″相;快速析出期(32~100 h),α(Mg)析出β′相,100 h达到峰值时效,析出相为β″、β′相;过时效期区(100 h),β′相尺寸逐渐增大,并转化成β_1和向稳定的β相转变。     

Zn添加对铸造Mg-Gd-Y-Zr合金组织和力学性能的影响（英文）

研究Zn添加对Mg-10Gd-3Y-0.6Zr(wt.%)合金在铸态、固溶态和峰时效态下显微组织和力学性能的影响。实验结果表明,不含Zn的铸态合金由α-Mg和Mg_(24)(Gd,Y)_5相组成,而含0.5wt.%Zn的铸态合金由α-Mg、(Mg,Zn)_3(Gd,Y)和Mg_(24)(Gd,Y,Zn)_5相组成。随着Zn含量增加到1 wt.%,Mg_(24)(Gd,Y,Zn)_5相消失,一些针状堆垛层错沿晶界分布。此外,在含2wt.%Zn的铸态合金中观察到18R型长周期结构相。固溶处理后,Mg_(24)(Gd,Y)_5和Mg_(24)(Gd,Y,Zn)_5共晶相完全溶解,(Mg,Zn)_3(Gd,Y)相、针状堆垛层错和18R型长周期结构相均转化为14H型长周期结构相。适当体积分数的14H型长周期结构相和细小的椭球状β′相共同赋予峰时效态下含0.5 wt.%Zn合金优良的综合力学性能,该合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为338 MPa、201 MPa和6.8%。     

LPSO相增强铸态Mg_(92)Zn_4Y_4和Mg_(92)Zn_4Y_3Gd_1合金组织与性能分析（英文）

采用普通凝固技术制备了含有长周期堆垛有序(long period stacking ordered,LPSO)结构相的Mg92Zn4Y4和Mg92Zn4Y3Gd1合金。通过OM、SEM、EDS、XRD和TEM分析了合金中各相形貌、微区成分及结构。结果表明:Zn/RE原子比为1的2种铸态镁合金中均存在14H-LPSO结构相;在Mg-Zn-Y合金中添加稀土元素Gd增加了合金的形核质点并促进了长周期堆垛有序结构相的形成,14H-LPSO相体积分数由12.1%增至30.4%;LPSO结构相在高温形成时分割了αMg树枝晶,基体平均晶粒尺寸由50μm降至10μm以下;铸态Mg92Zn4Y4合金的凝固组织为α-Mg固溶体+Mg12Zn Y+Mg3Zn3Y2+Mg-Y;铸态Mg92Zn4Y3Gd1合金的凝固组织主要为α-Mg固溶体+Mg12Zn(Y,Gd)+Mg3Zn3(Y,Gd)2;室温条件下,Mg92Zn4Y4和Mg92Zn4Y3Gd1合金的压缩率达到12.4%和15.5%,热导率分别为99.233和88.639W·(m·K)-1。     

Mg-11Gd-3Y合金组织与力学性能分析

采用XRD、SEM和拉伸力学性能测试方法,分析了铸态和固溶时效态Mg-11Gd-3Y合金的显微组织和力学性能。结果表明,热处理没有改变Mg-11Gd-3Y合金相的组成,合金铸态和固溶时效态组织均由α-Mg基体、Mg_5Gd和Mg_(24)Y_5相组成。固溶时效态合金的强化机制主要为固溶强化和时效强化,其最大抗拉强度为230 MPa,比铸态合金提高了12%。     

铸态Mg-Y合金的力学性能和强化机制

采用室温拉伸试验,结合显微组织观察、晶粒尺寸测定和晶格常数分析等研究了具有不同稀土元素Y含量的铸态Mg-Y合金的力学性能和强化机制。结果表明,随着Y的质量百分含量从5%增加到12%,铸态Mg-Y合金的抗拉强度先增加后降低且在Y含量为10%时取得最大值,同时合金的伸长率逐渐降低;合金的显微组织由α-Mg基体和Mg_(24)Y_5相组成,随着Y含量的增加,合金的晶粒尺寸减小,高熔点Mg_(24)Y_5相增多;合金的强化机制可主要归结为细晶强化、固溶强化和第二相(Mg_(24)Y_5)强化。     

铸态Mg-11Gd-3Y-xZn-0.5Zr合金的组织和性能

采用X射线衍射仪、光学显微镜以及扫描电镜对铸态Mg-11Gd-3Y-xZn-0.5Zr合金显微组织进行观察分析,用拉伸试验机及布氏硬度计对合金力学性能进行测试,结果表明:铸态Mg-11Gd-3Y-0.5Zr合金的组织主要由α-Mg基体、Mg_5(Gd,Y)相和Mg_(24)(Gd,Y)_5相组成,晶粒较为粗大;在加入Zn元素后,合金由α-Mg基体、Mg_5(Gd,Y,Zn)相以及Mg_(12)Zn(Gd,Y)相组成;随着Zn元素加入量的增加,合金的晶粒先细化再粗化,抗拉强度、伸长率和布氏硬度值先升高后降低,当Zn含量为1.1%时,合金的抗拉强度、伸长率和布氏硬度达到最高值,分别为216.9 MPa、4.74%和84.37 HBW,合金的主要强化相为Mg_(12)Zn(Gd,Y)相,强化机制主要为细晶强化。     

Ca对Mg-11Gd-3Y-0.5Zr合金显微组织和耐蚀性的影响

采用静态质量损失法、电化学测试方法研究了加入不同含量的Ca(0 mass%,0.2 mass%,0.8 mass%)对时效态Mg-11Gd-3Y-0.5Zr合金耐腐蚀性能的影响,运用光学显微镜、扫描电镜和X射线衍射仪对合金的组织和物相以及腐蚀产物形貌和物相进行分析。结果表明:时效态Mg-11Gd-3Y-0.5Zr合金主要由α-Mg基体、Mg_5Gd和Mg_(24)Y_5相组成,晶粒尺寸随着Ca含量的增加而减小,细化效果显著;当Ca含量为0.2 mass%时,其主要以固溶的形式存在,合金相的种类没有改变,但Ca含量为0.8 mass%时,合金有新相Mg_2Ca的生成且晶界处的第二相明显增多。在本文研究范围内,Mg-11Gd-3Y-0.2Ca-0.5Zr合金自腐蚀电位最高,腐蚀电流密度最小,合金的耐蚀性最好;合金表面的腐蚀产物主要是由Mg(OH)_2以及少量的Mg_5Gd和Mg_(24)Y_5相组成。     

固溶处理对Mg-10.5Gd-1.0Y-1.0Zn-0.5Zr铸造镁合金的显微组织和力学性能的影响

对Mg-10.5Gd-1.0Y-1.0Zn-0.5Zr镁合金进行480℃固溶保温16 h的热处理试验,研究了固溶处理对铸态合金显微组织和力学性能的影响。结果显示:试验合金的铸态组织主要是由α-Mg、共晶组织组成的第二相Mg_5Gd、Mg_(24)Y_5和少量的片层状的LPSO结构相(主要是Mg_(12)YZn相)组成。试验合金经480℃保温16 h固溶处理后,合金的第二相的类型没有发生改变,但是Mg_5Gd和Mg_(24)Y_5的数量下降了,而LPSO结构相(主要是Mg_(12)YZn相)的数量有所上升。试验合金经过480℃保温16 h的固溶处理后,合金的强度上升了,但是塑性有所下降,因此,合金的固溶处理可以改善其力学性能。     

热处理对金属型铸造Mg-12Gd-Y-0.5Zr合金组织和力学性能的影响

采用光学显微镜、扫描电镜、X射线衍射仪和万能力学试验机等研究了固溶和时效热处理对Mg-12Gd-Y-0.5Zr合金显微组织和力学性能的影响。结果表明:Mg-12Gd-Y-0.5Zr合金铸态组织主要由α-Mg基体和沿晶界呈不连续网状分布的Mg_5(Gd,Y)共晶相组成,经固溶时效处理后,合金组织主要由分布于晶粒内部和晶界处的颗粒状Mg_5Gd、Mg_(24)Y_5相组成,有效地提高了合金强度。在不同状态下合金的室温抗拉强度为:铸态191.5 MPa、固溶态213.6 MPa以及时效态269.7 MPa。经固溶时效处理后,塑性有明显的改善。     

时效处理对Mg-10Gd-3Y-0.5Zr合金组织和性能的影响

通过X射线衍射、光学显微镜、扫描电镜、极化曲线、阻抗谱等对铸态、时效态Mg-10Gd-3Y-0.5Zr镁合金的显微组织、力学性能及耐蚀性能进行了研究。结果表明:铸态Mg-10Gd-3Y-0.5Zr合金由α-Mg、树枝状相Mg_(24)(Gd,Y)_5及颗粒状相Mg_5(Gd,Y)组成,合金经515℃×8 h固溶+225℃×36 h时效处理后,树枝状Mg_(24)(Gd,Y)_5转变为大量薄片状及细长条状的Mg_5(Gd,Y)相。室温力学性能测试结果表明,经时效处理后的合金显微硬度增加27.8%,达到101.97 HV0.1,抗拉强度增加52.5%,达到305 MPa,规定塑性延伸强度增加121.3%,达到239 MPa。极化曲线及阻抗谱表明,时效处理后合金的腐蚀电流密度减小,容抗弧半径增大,电荷传递电阻增大,合金耐腐蚀性能增强。     

Microstructures and Properties of As-Cast Mg92Zn4Y4 and Mg92Zn4Y3Gd1 Alloys with LPSO Phase

采用普通凝固技术制备了含有长周期堆垛有序 (long period stacking ordered, LPSO) 结构相的Mg92Zn4Y4和Mg92Zn4Y3Gd1合金。通过OM、SEM、EDS、XRD和TEM分析了合金中各相形貌、微区成分及结构。结果表明：Zn/RE原子比为1的2种铸态镁合金中均存在14H-LPSO结构相;在Mg-Zn-Y合金中添加稀土元素Gd增加了合金的形核质点并促进了长周期堆垛有序结构相的形成,14H-LPSO相体积分数由12.1%增至30.4%;LPSO结构相在高温形成时分割了a-Mg树枝晶,基体平均晶粒尺寸由50 μm降至10 μm以下;铸态Mg92Zn4Y4合金的凝固组织为a-Mg固溶体+Mg12ZnY+Mg3Zn3Y2+Mg-Y;铸态Mg92Zn4Y3Gd1合金的凝固组织主要为a-Mg固溶体+Mg12Zn(Y,Gd)+Mg3Zn3(Y,Gd)2;室温条件下,Mg92Zn4Y4和Mg92Zn4Y3Gd1合金的压缩率达到12.4%和15.5%,热导率分别为99.233和88.639 W·(m·K)-1。     

6061铝合金的等温凝固组织及第二相的析出顺序

制备了不同等温温度时6061铝合金凝固试样,利用扫描电镜观察了试样的微观组织,利用能谱分析仪测试了等温凝固组织中相的成分,利用X射线衍射仪测试了等温凝固试样中的相组成。结果表明,6061铝合金从900～650℃等温凝固时相的析出顺序为:L→α-Al+Al_4Cu_9+CrMn_3+Cu_(16)Mg_6Si_7+Mn_5Si_3→Cr_3Si→Cu_2Mg→FeCr+Cu_(16)Mg_6Si→富Fe相→Al_7Cu_3Mg_6+Mg_2Si+α-AlFeSi;6061铝合金常见的有害富Fe相是在温度低于700℃时形成的;6061铝合金等温凝固时析出的第二相主要聚集在晶界处。     

微量Y对Mg-5Sn-1Si镁合金组织的影响

研究了稀土Y变质(0%～0.8%,质量分数)对Mg-5Sn-1Si合金显微组织的影响。通过XRD和SEM分析了该合金的组织和相组成。结果表明,受成分过冷的作用,适量Y能有效细化铸态组织。随着Y含量从0.2%增加到0.8%,生长抑制因子GRF值从Mg-5Sn-1Si-0.2Y的16.94增大到Mg-5Sn-1Si-0.8Y的17.96,枝晶臂间距平均尺寸从不含Y的Mg-5Sn-1Si合金的23.7μm减小至Mg-5Sn-1Si-0.8Y合金的12.5μm,减小了约47%。由于Y元素在Mg_2Si表面的偏聚,Mg-Y二元相或是Mg-Si-Y三元相将在Mg_2Si和α-Mg前沿析出,抑制了共晶Mg_2Si的异向生长,使复杂汉字状的Mg_2Si转变为棒状组织。当Y含量达到0.8%时,Y元素对Mg_2Si变质效果最佳。通过XRD和SEM分析了该合金的相组成,合金由α-Mg基体、Mg_2Sn、Mg_2Si和少量的Mg_(24)Y_5和Mg Si Y组成。使用CASTEP软件包基于第一性原理,计算了三种Mg Si Y晶胞结构的结合能E_(coh),计算结果与Mg_2Si结合能的对比,证实了Mg Si Y存在的可能性。     

热处理对Mg-Gd-Y变形镁合金组织与力学性能的影响

制备了3种不同成分的Mg-Gd-Y三元合金,并对其显微组织和力学性能进行了研究.结果表明,Mg-6Gd-(2-4)Y三元合金的铸态组织由α-Mg和呈现典型的网状共晶形貌的Mg24(GdY)5相组成,其体积分数随Y含量的增加而增大.热挤压过程中Mg24(GdY)s相破碎,呈颗粒状沿挤压方向排列.挤压态合金在高温固溶处理后,大部分Mg24(GdY)5相溶入基体.挤压态合金在固溶+时效(T6)处理和直接时效(T5)处理过程中都形成了β沉淀.3种合金中Mg-6Gd-4Y合金在T5态的性能最好,强度高达350 MPa.     

铸态Mg-Zn-Y-(Gd)合金凝固组织、腐蚀性能和力学性能（英文）

采用常规凝固技术在Mg_(94)Zn_3Y_xGd_(3-x)(x=3,2,1.5,1,摩尔分数)镁合金中获得具有长周期堆垛有序(LPSO)结构相,并对合金凝固组织、耐腐蚀性能和压缩力学性能进行系统研究。结果表明:n(Zn)/n(Y+Gd)=1:1的Mg_(94)Zn_3Y_xGd_(3-x)合金凝固组织含有α(Mg)相、Mg_3Zn_3R_E2(W)相、14H-LPSO相和少量颗粒状面心立方结构的Mg-Y-Gd相。Gd含量显著影响合金中LPSO相的形成和分布。随着Gd含量增加,合金中14H-LPSO相体积分数先增加后减少。结合电化学阻抗谱分析,LPSO增强Mg-Zn-Y-(Gd)镁合金在3.5%NaCl溶液中的电化学腐蚀等效电路为R(Q(R(QR)))。4种合金的腐蚀电流密度在10_(-5)A/cm2数量级。当x(Gd)≤1%时,Mg-Zn-Y-(Gd)合金表现出良好的耐蚀性,并优于工业用AZ91D镁合金。而当x(Gd)≥1.5%时,合金的耐腐蚀能力下降。在室温条件下,随着14H-LPSO相体积分数增加,Mg-Zn-Y-(Gd)合金的压缩力学性能显著提高。此外,适量W相和弥散分布块状Mg-Y-Gd相的钉扎作用有利于提高合金的力学性能。