固溶处理对Mg-Dy-Zn合金显微组织和腐蚀性能的影响

采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、X-射线衍射仪(XRD)、显微硬度计及电化学工作站等设备,研究了固溶处理对Mg-2Dy-0.5Zn(at%)合金显微组织及腐蚀性能的影响。结果表明,铸态合金的显微组织由α-Mg枝晶和分布在枝晶间的析出相组成,其中析出相由片层状Mg12Zn Dy相、蜂窝状Mg8Zn Dy相和少量立方体颗粒状Mg24Dy5相组成。随着固溶温度(500~540℃)和固溶时间(0~12 h)的增加,合金的析出相逐渐溶解,同时有少量颗粒状的(Mg,Zn)xDy相沿晶界析出。合金在530℃固溶8 h,析出相几乎完全固溶到α-Mg基体中,合金基体的显微硬度增加,其值达到74.74 HV0.1。此外,电化学测试结果表明,固溶态(530℃固溶8 h)合金显示出优异的耐蚀性能,其腐蚀电流和腐蚀电位分别为8.650×10-4A和-1.159 V。该优异的耐蚀性主要来自于合金元素的均匀分布,低的析出相体积分数和细小的晶粒尺寸。     

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。     

园林屋顶用Mg-6Gd-3Y-0.5Zr合金热处理工艺优化

采用光学显微镜(OM)、X射线衍射仪(XRD)、带有电子能谱仪(EDS)的扫描电子显微镜(SEM)和电子拉力试验机等,研究了园林屋顶用Mg-6Gd-3Y-0.5Zr合金经固溶和时效工艺处理后的显微组织和力学性能。结果表明,Mg-6Gd-3Y-0.5Zr的铸态合金主要由α-Mg基体、Mg_5Gd相和Mg_(24)Y_5相构成,在510℃条件下固溶处理6 h,合金中的稀土析出相基本消失,晶粒粗化还未开始,所得合金硬度值较高;在225℃条件下时效处理12 h,合金的硬度值基本达到最大值,且时效温度不高,时效时间较短。     

固溶时效过程中高导热Al-9Si合金组织性能演变

采用水冷铜模制备高导热Al-9Si-Mg-Cu合金铸态试样,经固溶、时效处理后,分析了合金在不同状态下的显微组织、析出相形貌和分布、合金的硬度及导热性能,研究了固溶时效过程中合金的组织演变。结果表明,铸态下合金主要由初生α-Al、共晶Si相、Mg_2Si相以及富Fe相组成;经过固溶和时效处理后,合金物相组成与铸态保持一致,但析出相显微组织形貌和分布明显发生变化;在固溶过程中,共晶Si相明显细化,时效处理后分布更为均匀,而Mg_2Si和AlSiMgFe及AlSiMgCu相在时效处理后尺寸细小、分布均匀;固溶时效处理对析出相形貌、尺寸和分布均产生影响,将减少自由电子传输过程中的散射中心数量,降低散射几率,构建更有利于自由电子传输的通道,从而实现合金力学性能和导热性能的同时优化;最终,制备合金的显微硬度(HV)达到122.92,热导率达到162.73W/(m·K)。     

Mg_(96.17)Zn_(3.15)Y_(0.5)Zr_(0.18)合金高压下固溶处理时效硬化研究

在4 GPa高压下对Mg_(96.17)Zn_(3.15)Y_(0.5)Zr_(0.18)合金进行600~800℃固溶处理,之后在200℃进行等温时效处理.利用TEM,HRTEM,SEM,XRD等分析方法研究了高压固溶及随后时效处理后合金的显微组织,并测试了4 GPa高压下固溶处理后合金的时效硬化曲线.结果表明,在4 GPa高压下固溶能大幅提高Zn在Mg基体中的溶解度,Zn的溶解度由常压下400℃固溶后的2.11%(质量分数,下同)提高到4 GPa高压下700~800℃固溶后的约6.60%,获得了过饱和a-Mg固溶体.在随后的200℃温时效过程中,高压固溶合金在较短的时间内即可获得较高的近峰值硬度,4 GPa下800℃固溶的合金近峰值时效硬度高达105 HV,比400℃固溶处理合金近峰时效硬度(81 HV)提高了约30%.HRTEM观察表明,4 GPa高压下固溶合金时效沉淀析出相具有很高的析出密度,且析出相中含有粒状准晶I-Mg_3Zn_6Y相.     

铸造Mg-6Zn-3Sn-0.5Mn镁合金组织和力学性能

通过OM、SEM、XRD和力学性能测试等手段研究了半连续铸造Mg-6Zn-3Sn-0.5Mn(ZTM630)镁合金铸锭的组织和力学性能。结果表明,铸态显微组织主要由α-Mg相、Mg_2Sn相、Mg_7Zn_3相组成;经过420℃×8 h固溶处理,Mg_7Zn_3相和绝大部分的Mg_2Sn相全部溶解到基体中,剩余少量Mg_2Sn相呈颗粒状分布在晶界或晶粒内部;固溶处理后实验合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率均有所提高。     

热处理工艺对Mg-6Zn-3Al镁合金显微组织和力学性能的影响

通过金属型铸造制备新型Mg-6Zn-3Al(ZA63,质量分数,%)镁合金,并利用光镜(OM)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)、X射线衍射仪(XRD)和力学性能测试研究ZA63合金在铸态、固溶和时效处理后显微组织和力学性能的变化规律。结果表明:合金铸态组织主要由基体α-Mg、晶界处呈连续或半连续分布的(α-Mg+Mg_2Zn_3+Mg_7Zn_3+Mg_(32)(Al,Zn)_(49))共晶和晶内孤立的颗粒相组成。合金在350℃固溶12～36 h时,随着时间延长,固溶效果逐渐增强,且在28 h时获得了较好的组织和241 MPa的抗拉强度及11.12%的伸长率。随后在180℃时效6～72 h后,合金的抗拉强度进一步提高,力学性能随保温时间延长呈先增加后减小的趋势,其中时效24 h时同时出现抗拉强度、伸长率和硬度的峰值298 MPa、9.78%和96.3 HV,比铸态的214 MPa、8.54%、62.2 HV分别提高39.25%、14.52%和54.82%。180℃时效24 h后,析出相的主要形态有板条状和短棒状。     

Mg_2Ni_(0.9)Co_(0.1)合金微观组织与储氢性能研究

采用冶金法制备了Mg_2Ni_(0.9)Co_(0.1)储氢合金,通过XRD和SEM/EDS研究了合金的相组成和显微组织,利用PCT和DSC研究了合金的吸放氢性能。结果表明,铸态合金由包晶Mg_2Ni相、Mg-Mg_2Ni共晶组织和少量的先析出Mg-Ni-Co三元相组成,元素Co能够固溶在Mg_2Ni相中形成Mg_2(Ni, Co)固溶体相。合金吸氢后转化为Mg_2NiH_4相、Mg_2Ni_(0.9)Co_(0.1)H_4相和MgH_2相。Co部分替代Mg_2Ni中的Ni,显著提高了合金的等温吸放氢动力学性能,Mg_2Ni_(0.9)Co_(0.1)氢化物的放氢温度明显降低,起始放氢温度约为200℃。     

热处理工艺对Mg-6Zn-2Sm-0.4Zr镁合金显微组织和力学性能的影响

通过在Mg-6Zn合金中添加0.4%Zr和2%Sm(质量分数)制备出一种新型Mg-6Zn-2Sm-0.4Zr合金;利用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)及能谱仪(EDS)、X射线衍射仪(XRD)、显微硬度及力学性能测试研究铸造Mg-6Zn-2Sm-0.4Zr合金在铸态、固溶、时效处理下的显微组织和力学性能的变化。结果表明:合金铸态组织主要由基体α-Mg、晶界处呈连续或半连续分布的(α-Mg+Mg_2Zn_3+Mg_(41)Sm_5)共晶和晶内孤立的点状相组成。合金在440和450℃固溶12~36 h时间范围内,随着时间和温度的增加,固溶效果逐渐增强。当在450℃固溶28 h时获得了较好的显微组织,抗拉强度为230 MPa,伸长率为9.58%。随后经200℃时效6~48 h后,合金的力学性能明显提高,时效强化效应随时间的延长呈先增加后减小的趋势,其中时效12 h时同时出现了抗拉强度和伸长率的峰值258 MPa和14.43%,比铸态的分别提高44 MPa和90.80%。     

固溶处理对Mg-0.5Zn-0.4Zr-5Gd生物镁合金组织和性能的影响

利用光学显微镜、扫描电镜及电化学工作站等设备对合金组织、电化学性能进行了表征,分析了固溶处理对Mg-0.5Zn-0.4Zr-5Gd(mass%)合金显微组织及腐蚀性能的影响。结果表明,固溶处理后,铸态组织中的析出相逐渐溶解,组织均匀,合金的力学性能得到提高,有效减小了基体和析出相之间电位差引起的电化学腐蚀,提高了合金的耐蚀性。合金经490℃固溶10 h后,抗拉强度为184.62 MPa,平均腐蚀速率为0.528 mm/a,其腐蚀电流密度和腐蚀电位分别为7.4μA/cm~2和-1.576 V,在研究范围内耐蚀性最好。     

固溶处理对Mg-4Gd-1Y-1Zn-0.5Ca-1Zr合金组织和力学性能的影响

研究了固溶处理工艺对低稀土含量的Mg-4Gd-1Y-1Zn-0.5Ca-1Zr合金显微组织和力学性能的影响。结果表明,合金的铸态组织为α-Mg基体、共晶相和处于α-Mg基体边缘的长周期堆垛有序(LPSO)结构。经480℃固溶处理后,合金中共晶相的体积分数减少,出现富Zr析出相,LPSO结构完全消失。经520℃固溶处理后,合金组织由α-Mg基体和大量富Zr析出相组成。随着固溶温度的升高,合金的强度和硬度先降低后升高,520℃固溶处理的合金的力学性能与铸态性能相当。LPSO结构、固溶、析出相和晶粒尺寸均影响合金的力学性能。     

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。     

Ni含量对Mg-Er-Ni合金组织的影响

采用光学显微镜(OM)、X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)和能谱分析(EDS)等手段,研究了Ni含量对Mg_(98-x)Er_2Ni_x(摩尔分数,下同,x=0,0.25,0.5,1)合金组织的影响。结果表明,铸态Mg_(98)Er_2合金组织为初生树枝状α-Mg相,晶内出现成分偏析,Mg_(97.75)Er_2Ni_(0.25)、Mg_(97.5)Er_2Ni_(0.5)和Mg_(97)Er_2Ni_1三种合金的组成相主要是α-Mg相和LPSO相,第二相的面积分数分别为12%、19%、34%。在540℃固溶处理时,含Ni的Mg_(98-x)Er_2Ni_x合金组织结构未发生明显改变,仍为α-Mg相和LPSO相,且第二相未发生明显溶解,面积分数相比铸态合金有所增加。Mg_(97.75)Er_2Ni_(0.25)、Mg_(97.5)Er_2Ni_(0.5)和Mg_(97)Er_2Ni_1三种合金固溶处理20h后的LPSO相面积分数分别为16%、34%、42%。     

高压扭转对Mg-Zn-Y合金第二相溶解的影响

利用光学显微镜,扫描电镜及X射线衍射研究了高压扭转对Mg-6.2Zn-1.7Y(wt%)合金显微组织、析出相的溶解规律及显微硬度的影响。结果表明:高压扭转变形处理能够明显细化晶粒,促使第二相破碎并弥散分布,加快固溶处理过程中Mg_3Zn_3Y_2相的溶解;随着变形量的增加试样中心区域与边缘区域硬度值差异减小,固溶处理过程达到峰值硬度时间缩短。     

一种新型亚稳定β钛合金的组织与性能研究

研究了一种新型的亚稳定β钛合金在α β两相区固溶时效处理(850℃×1h AC 600℃x6h AC)、β区固溶时效(880℃×lh AC 600℃×6h AC)、α β和β双重处理(850℃×0.5 h→880℃×0.5h AC 600℃×6h AC)3种热处理状态下的显微组织与力学性能.结果表明,850℃固溶处理没有改变原始加工态组织形貌;880℃固溶的显微组织为再结晶晶粒,低温时效后析出少量的α相;β (α β)双重处理后的显微组织为再结晶的β晶粒内析出较多的α相.无论在α β区还是在β区固溶时效处理,该合金都具有很好的强度短线塑性匹配关系,且达到了很高的强度级别;再结晶对于提高合金的断裂韧性有利,但从保持合金塑性的角度,固溶温度不宜选择在β温度区.因此将固溶温度定在α β两相区的接近β相变点的850℃是相对合理的.     

热处理对Mg-5Zn-0.63Er合金显微组织及力学性能的影响

通过不同的热处理工艺研究含有准晶Ⅰ相的铸态Mg-5Zn-0.63Er(质量分数,％)合金的显微组织演变.结果表明:合金在480℃固溶10 h后,除有W相颗粒析出外,准晶Ⅰ相几乎全部固溶在基体中.固溶态Mg-5Zn-0.63Er合金在175℃下时效6～10h.合金在峰时效态的抗拉强度约为261MPa、伸长率为10.5％.合金拉伸强度的提高归因于杆状MgZn2相的析出.     

固溶时效对Cu-1.4Ni-1.2Co-0.6Si合金组织性能的影响

研究了不同固溶工艺条件对Cu-1.4Ni-1.2Co-0.6Si合金显微组织的影响,对合金固溶-时效后的显微硬度和导电率进行了分析,并采用电子衍射及透射电镜分析其显微组织。结果表明:合金铸态组织以等轴晶为主,热轧变形组织中存在许多细小析出相。热轧合金在固溶处理过程中基体变形组织发生再结晶和晶粒长大,且随着固溶温度升高,析出相固溶量增加,至975℃时,析出相粒子基本回溶到基体中。合金中的析出相与Cu-Ni-Si合金具有相同的结构和形貌,与Cu基体的位向关系为:[001]Cu//[110]p,(010)Cu//(001)p;[112]Cu//[32 4]p,(110)Cu//(2 11)p。合金最佳固溶-时效处理工艺为975℃×1.5 h+500℃×4 h时效,在此工艺条件下,合金显微硬度为232 HV,相对导电率为49%IACS。     

热处理对铸造Mg-4Y-3Nd-1.5Al合金显微组织和力学性能的影响

通过显微组织分析和力学性能测试等试验手段,研究了热处理对Mg-4Y-3Nd-1.5Al合金显微组织和力学性能的影响。结果表明:铸态合金组织中第二相主要为Mg_5RE、Mg_(24)RE_5和Al_2RE相,经固溶处理后(525℃/6 h+550℃/12 h),Mg_5RE、Mg_(24)RE_5相完全溶解,Al_2RE不发生溶解。Mg-4Y-3Nd-1.5Al合金具有明显的时效硬化行为,经固溶+时效处理后,合金的力学性能显著提高。经固溶(525℃/6 h+550℃/12 h)+峰时效(225℃/10 h)处理后,Mg-4Y-3Nd-1.5Al合金屈服强度、抗拉强度和延伸率分别为182 MPa、267 MPa和6.5%。获得良好的力学性能与合金中析出高密度的细小β'和β'相有关。     

热处理对Mg-6Nd-2Al合金显微组织和力学性能的影响

采用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜和万能拉伸试验机等研究了铸态、固溶态和时效态Mg-6Nd-2Al合金的显微组织及力学性能。结果表明,铸态合金的组织由α-Mg基体、不规则条状Mg_(12)Nd相、针片状Al_(11)Nd_3相和颗粒状Al_2Nd相组成。经固溶处理后,合金中第二相的数量明显减少,晶界处的Mg_(12)Nd相溶解,针片状Al_(11)Nd_3相出现断裂和球化现象,转变为Al_2Nd相。经时效处理后,合金内部有大量纳米尺度的β″相析出,力学性能明显提高;与铸态合金相比,时效态合金的抗拉强度由141.5 MPa提升至189.5 MPa,屈服强度由104.4 MPa提升至121.9 MPa,该合金具有较好的热处理强化效果。     

固溶处理对Mg-8Al-1Zn-1Si-0.6Sb合金组织与力学性能的影响

采用重力铸造法制备Mg-8Al-1Zn-1Si-0.6Sb合金,研究了固溶处理对该合金组织及力学性能的影响。结果表明,铸态合金主要由α-Mg、β-Mg_(17)Al_(12)、Mg_2Si、Mg Zn和Mg_3Sb_2相组成。对合金进行430℃×(8～32) h固溶处理,随保温的时间延长,Mg Zn相和β-Mg_(17)Al_(12)相固溶于α-Mg基体;粗大汉字状Mg_2Si相发生球状化;与此同时,合金的室温及高温(150℃)抗拉强度、屈服强度和伸长率逐步提高,硬度逐渐下降。铸态与固溶处理态合金的拉伸断裂形式均呈准解理脆性断裂。