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为研究T6热处理工艺对Mg-6.6Y-2.6Cu-1.2Zr镁合金组织和耐腐蚀性能的影响,对合金进行了不同工艺的固溶处理和相同工艺的时效处理。固溶处理工艺为420℃、440℃和460℃保温12h水冷,时效处理工艺为200℃×12h。采用光学显微镜和扫描电镜观察合金的显微组织,通过电化学法测试合金的耐蚀性能。结果表明:随着固溶温度的升高,合金中β相数量减少,且其形貌从不规则形状转变为条状;LPSO结构的体积分数先增多后减少;合金的腐蚀速率先增大随后显著降低。经460℃×12h水冷随后200℃×12h时效处理的Mg-6.6Y-2.6Cu-1.2Zr合金的耐蚀性能显著提高,为铸态合金的4.6倍,表明合适的T6处理工艺可有效提高Mg-6.6Y-2.6Cu-1.2Zr镁合金的耐蚀性能。 相似文献
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采用熔铸法制备了Mg-6Zn和Mg-6Zn-xNd合金,利用扫描电镜及所带的能谱分析仪,研究了Nd含量对铸态Mg-6Zn-xNd的微观组织的影响,结果表明:Mg-6Zn合金基体上存在着α-Mg和Mg-Zn相的共晶团,添加Nd元素后合金基体上出现Mg-Zn-Nd三元共晶组织,这些共晶组织数量随着Nd含量增加而增加,最终形成含有Mg,Zn,Nd三种元素的连续网状结构。 相似文献
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研究了铸造AM50镁合金固溶处理后的组织及腐蚀力学性能的变化规律。结果表明,固溶处理后,由于大量Al固溶进α-Mg中,AM50镁合金相组成主要为α-Mg固溶体。此外,固溶处理没有改变AM50镁合金的断裂机制,仍为准解理断裂。受最大蚀坑深度和固溶强化理论影响,在腐蚀时间为24 h前,镁合金固溶处理后的腐蚀剩余强度高于铸态;而在72 h至336 h之间,固溶处理后的镁合金剩余强度低于铸态;在432 h时,固溶处理后的合金剩余强度重新高于铸态合金。铸态和固溶处理后AM50镁合金的腐蚀速率均呈现出先大后小的规律,这种现象主要由镁合金在NaCl溶液中的腐蚀原理决定的。 相似文献
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采用重力浇铸法制备了Mg-(4-x)Nd-xGd-0.3Sr-0.2Zn-0.4Zr(质量分数,%,x=0,1,2,3)4组合金,并对其进行了固溶+人工时效热处理(T6).利用XRD对铸态合金的物相进行分析,采用SEM观察合金的组织,采用拉伸试验机和显微硬度计测试合金的室温拉伸性能和显微硬度,采用失重法评价合金在模拟体液中的腐蚀速率,并对腐蚀形貌进行观察.结果表明,随着Gd部分取代Nd,铸态合金的组织先细化后又变粗,第二相含量逐渐减少,室温力学性能和耐蚀性能均提高.而对于T6态合金,强度和硬度均比不含Gd的合金要低,耐蚀性能则优于不含Gd的合金. 相似文献
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《中国有色金属学报》2019,(3)
采用金相显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)研究固溶处理温度对Mg-2.0Zn-0.5Zr-3.0Gd(质量分数,%)生物镁合金显微组织的影响,通过失重、析氢和电化学方法研究合金在模拟体液(SBF)中的耐腐蚀性能。结果表明:铸态合金中,第二相(Mg,Zn)3Gd在合金基体中呈网状分布。固溶处理温度在460~500℃时,合金的晶粒尺寸随温度的升高而逐渐增大,温度为480℃时,没有溶入基体的(Mg,Zn)3Gd相以颗粒状或长条状的形式存在于基体中,部分颗粒与α-Mg基体具有共格关系。随着固溶处理温度的升高,合金的腐蚀速率先减小后增大,固溶处理温度在480℃时,合金的耐腐蚀性能比铸态合金的有了较大的提高。在120 h的浸泡实验中,合金的腐蚀速率在最后24 h时逐渐趋于稳定。 相似文献
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《材料热处理学报》2017,(2)
对铸态Mg-0.5Zn-0.4Zr-5Gd(质量分数,%)合金分别进行了固溶处理(T4)和固溶+时效处理(T6)。利用光学显微镜、X-射线衍射仪和透射电子显微镜研究了不同状态下合金的显微组织,采用静态腐蚀试验及电化学方法测试了不同状态合金在模拟体液中的耐蚀性,研究了固溶、固溶+时效处理对合金组织和耐蚀性的影响。结果表明,铸态Mg-0.5Zn-0.4Zr-5Gd合金的第二相主要为Mg3Gd和Mg5Gd相,合金经T4和T6处理后腐蚀速率降低,容抗弧半径增大,腐蚀电位Ecorr正移,腐蚀电流密度Icorr降低。其中合金经T6处理后其平均腐蚀速率为0.486 mm/year,腐蚀电位Ecorr较正,容抗弧半径较大,呈现出良好的耐蚀性。 相似文献
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铸造镁合金Mg-Nd-Zn-Zr的生物腐蚀性能 总被引:1,自引:0,他引:1
对铸态(F)Mg-3.08Nd-0.27Zn-0.43Zr(质量分数,%)镁合金进行了固溶处理(T4)及固溶+人工时效(T6)。采用光学显微镜研究了F、T4、T6状态下Mg-3.08Nd-0.27Zn-0.43Zr合金的显微组织,采用析氢和失重实验测试合金在模拟体液中的生物腐蚀性能,并且利用扫描电子显微镜观察了腐蚀后合金的表面腐蚀形貌,采用电化学法测试了合金在模拟体液中的循环极化曲线。结果表明:固溶处理及固溶+人工时效处理均有助于提高合金在模拟体液中的生物腐蚀性能,且Mg-3.08Nd-0.27Zn-0.43Zr合金在模拟体液中的腐蚀方式为均匀腐蚀。 相似文献
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研究了添加不同含量的Sn(3%,6%,9%,质量分数)对铸态、固溶态及时效态Mg-Sn二元合金导热性能的影响。结果表明,铸态及固溶处理态Mg-Sn合金的热导率均随着Sn元素含量的增加不断降低,其中Sn含量最多的固溶态Mg-10Sn合金所对应的热导率降低至52.6 W/(m·K);同固溶态合金相比,相同溶质含量的铸态合金的热导率更高。Mg-Sn合金的热导率随时效的进行逐渐升高,Mg-3Sn、Mg-6Sn及Mg-10Sn合金的热导率分别最终可达到125、120及110 W/(m·K)。分析表明,镁合金热导率的不断升高可以归结于基体的纯化效应,Sn元素的原子大小、核外电子分布以及化合价等均会对Mg-Sn合金的导热性能产生影响。 相似文献
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采用扫描电镜(SEM)以及光学显微镜(OM)观察了Mg-1Zn-0.3Zr-2Gd-0.3Sr合金的微观组织。用X射线衍射仪(XRD)分析了合金的偏析相,并用浸泡测试和电化学试验研究了合金的腐蚀性能。结果表明:铸态合金的偏析相最多,平均腐蚀速率为1.102 mm/a;随着固溶温度的升高,合金的偏析相逐渐减少,组织逐渐变得较为均匀,平均腐蚀速率基本逐渐降低;经510℃固溶处理的合金的平均腐蚀速率最小为0.63 mm/a,比铸态合金的平均腐蚀速率降低了42.8%。 相似文献
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为解决因残余应力、组织不均匀性、成分偏析所造成的铸态Mg-3Zn-0.8Zr-1Y(mass%)合金性能不佳的问题,对其进行了固溶和时效处理,研究了热处理工艺对其显微组织、力学性能及耐腐蚀性能的影响。结果表明:Mg-3Zn-0.8Zr-1Y合金的最优热处理工艺是480℃均匀化退火12 h后520℃固溶处理12 h,最后在170℃时效24 h。均匀化退火处理缓解了铸态合金中的偏析现象,固溶处理使铸态合金中的W(Mg3Y2Zn3)相基本融入α-Mg基体中形成过饱和固溶体,时效后组织中析出细小且弥散分布的纳米级短杆状Mg2Zn3和颗粒状Mg4Zn7第二相。与铸态合金相比,经最优工艺处理后合金的硬度、极限抗拉强度、屈服强度和伸长率分别提升到83.4 HV、204 MPa、139 MPa和12.5%,自腐蚀电位提高到-1.793 V(vs.SCE)、腐蚀电流密度降低到59.64μA/cm2,腐蚀速率降低到1.36 mm/y... 相似文献
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《中国腐蚀与防护学报》2020,(4)
结合电化学测试、析氢实验和腐蚀形貌观察,对比研究了固溶处理前后挤压态Mg-6Zn-1.2Y-0.8Nd镁合金样品在Hank's溶液中的腐蚀行为。结果表明,经475℃固溶4 h (T4)后,经不同预浸泡时间处理后合金样品的抗腐蚀能力均得到了提升。当预浸泡时间少于24 h时,热处理前后合金样品的抗腐蚀能力均随着浸泡时间的延长而提升。然而,当预浸泡时间为48 h时,两种处理态样品的抗腐蚀能力均有所降低。析氢实验结果表明,T4态合金样品的析氢速度是挤压态样品的0.75倍。对比固溶处理前后合金样品的腐蚀形貌,可见挤压态合金样品表面的腐蚀情况较为严重,且腐蚀坑明显较多较深。 相似文献
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《特种铸造及有色合金》2021,(4)
活性稀土元素Y在镁合金熔炼过程中极易形成Y2O3夹杂,降低含Y镁合金铸件的合格率,已成为含Y镁合金推广应用的瓶颈之一。以Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金为研究对象,在保持稀土总质量分数不变的前提下,用Gd来部分替代Y,研究了Mg-xGd-(12-x)Y-0.5Zn-0.5Zr(x=9,10,11,12)合金的微观组织与力学性能。结果表明,铸态合金相组成主要为α-Mg基体和(Mg,Zn)_5(Gd,Y)共晶相,经固溶处理后,第二相基本完全固溶,残余第二相粒子为Mg5Gd、Mg3Gd或Mg2Gd相;在225℃下,含Y的镁合金在16h即可达到峰值硬度,而Mg-12Gd-0.5Zn-0.5Zr合金在64h时才达到硬度峰值,且峰值硬度明显低于其他含Y的镁合金;在铸态、固溶态和峰时效态下,Mg-9Gd-3Y-0.5Zn-0.5Zr和Mg-12Gd-0.5Zn-0.5Zr合金的伸长率较低。 相似文献
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通过OM、XRD、SEM、EDS以及室温压缩试验等方法对Mg-5.3Nd合金的金相组织、退火强化行为以及压缩变形机制等进行了研究。结果表明:550℃/8 h固溶处理后,铸态Mg-5.3Nd合金的第二相Mg_(12)Nd基本消除。经预压缩-卸载-再压缩试验,固溶Mg-5.3Nd合金的压缩强度没有明显变化,而预压缩-卸载-退火处理-再压缩试验后,合金的压缩强度明显提高,并获得最佳强化效果的退火工艺为180℃/4 h。原位金相分析发现,未退火试样的再压缩变形机制表现为预变形孪晶的明显长大。而预变形试样退火后,由于钕元素对预变形孪晶的钉扎作用,其再压缩变形机制以新变形孪晶的形成为主。 相似文献