LPSO结构增强Mg100-3xY2xZnx合金的显微组织与力学性能研究

本文通过 XRD、OM、SEM、TEM 和万能拉伸试验机系统地研究了铸态与挤压态 Mg_100-3xY_2xZn_x(x=0.5,1,2;at%)合金的显微组织与力学性能。结果发现,铸态与挤压态合金均由 α-Mg 基体和 LPSO 相组成,且同时增加 Y 和 Zn 元素不仅可以促进铸态合金中 18R-LPSO 相的形成,还能够有效促进挤压态合金中 14H-LPSO相的动态析出。其次,挤压态 Mg_100-3xY_2xZn_x合金基体均由再结晶与未再结晶双峰组织组成,且 18R 与 14H-LPSO相沿挤压方向呈现条带状分布。与此同时,18R-LPSO 相体积分数的增加严重阻碍了动态再结晶的形成与长大。此外,随着 Y 和 Zn 元素的同时增加,铸态与挤压态合金的强度不断降低而塑性逐渐增加,最后使得挤压态 Mg_98.5Y₁Zn_0.5合金表现出较高的塑性(伸长率达 35.1 %),而 Mg₉₄     

热处理对挤压态Mg-6Gd-5Y-1Zn合金组织与性能的影响

通过对Mg-6Gd-5Y-1Zn(质量分数,%)合金在固溶和时效处理状态下显微组织和力学性能的研究发现,α-Mg基体、沿挤压方向分布的条状18R-LPSO相、少量的Mg₂₄(GdYZn)₅ 相以及细层片状的14H-LPSO相构成了挤压态合金的组成相。挤压态合金经固溶(T4)处理后,一部分18R-LPSO相溶入基体,并且基体中的14H-LPSO相伸长同时粗化。挤压态合金经过固溶加时效(T6)处理后,大量β′相从α-Mg基体中析出。T6态合金的室温力学性能最好,其屈服强度、抗拉强度及伸长率分别为272 MPa、406 MPa和6.1%。β′相沉淀也发生在挤压态合金的直接人工时效(T5)处理过程,但相比于T6处理,14H-LPSO相和β′相在基体中的体积分数均偏低。     

含长周期堆垛有序结构Mg94Zn2Y4挤压态合金的显微组织与力学性能

采用SEM和TEM等分析方法研究包含长周期堆垛有序结构的挤压态Mg94Zn2Y4合金的显微组织和力学性能。结果表明：铸态Mg94Zn2Y4合金由18R-LPSO和α-Mg两相组成。挤压后,长周期相分层,并形成宽度为50~200 nm的α-Mg 薄片。合金经498 K时效处理36 h后达到时效峰值,在其组织中析出β′相,该析出相的出现显著提高了α-Mg基体的显微硬度,从HV108.9增加到HV129.7;而LPSO结构的显微硬度稳定在HV145左右。TEM分析及其电子衍射花样表明,β′相与α-Mg和LPSO结构具有独特的位相关系,其原子最密排面的堆垛方向垂直于α-Mg和LPSO相最密排面的堆垛方向。由于β′相和18R-LPSO相的共同存在,处于时效峰值态的Mg94Zn2Y4合金的抗拉强度达到410.7 MPa。     

热处理对Mg-Zn-Zr-Y合金组织及性能的影响

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...     

Zn含量对Mg-6Gd-4Y变形镁合金显微组织与力学性能的影响

研究了Mg-6Gd-4Y(wt.%)合金与添加1％Zn的Mg-6Gd-4Y-1Zn合金的显微组织与力学性能。结果表明：Mg-6Gd-4Y合金的铸态组织由?-Mg基体和Mg24(GdY)5两相组成。而含有Zn的Mg-6Gd-4Y-1Zn合金的铸态组织则主要由α-Mg,Mg24(GdY)5和具有18R-LPSO结构的Mg12Y1Zn1相组成。挤压后,在含锌合金中发现了14H-LPSO相,分布于条状分布的Mg12Y1Zn1之间。14H-LPSO相的形成机理为沉淀析出,反应可表示为α-Mg′→α-Mg + 14H。Zn含量对β系列沉淀物没有明显的影响。在Mg-6Gd-4Y合金和Mg-6Gd-4Y-1Zn合金上进行的时效（T6和T5）处理均引起β"析出相的形成。T6处理后的Mg-6Gd-4Y-1Zn合金具有高拉伸强度和良好的延展性,屈服强度（YS）,抗拉强度（UTS）和延伸率分别为309MPa,438MPa和6.8％。这是18R-LPSO相与细小弥散分布的14H-LPSO相和β"沉淀相共同作用的结果。     

Zn对Mg-10Gd-2Y-0.5Zr镁合金组织和性能的影响

通过在Mg-10Gd-2Y-0.5Zr合金中添加Zn,采用SEM、XRD及万能拉伸试验机,研究了Zn添加对其铸态组织和力学性能的影响。结果表明,Mg-10Gd-2Y-0.5Zr合金的铸态组织主要由α-Mg、Mg₅(Gd,Y)和Mg₂₄(Y,Gd)5相组成,而添加质量分数为0.5%~1.5%的Zn后,合金的铸态组织主要由α-Mg、Mg₅(Gd,Y,Zn)、Mg₂₄(Y,Gd,Zn)₅及Mg₁₂(Gd,Y)Zn相组成。添加0.5%的Zn后,合金的室温力学性能明显提高,当Zn含量高于1.0%后,镁合金的室温力学性能开始逐步降低。当Zn含量为0.5%时,合金具有较佳的综合力学性能,其抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为197 MPa、160 MPa和4.37%。Zn对Mg-10Gd-2Y-0.5Zr合金铸态力学性能的影响与其铸态组织中Mg₅(Gd,Y,Zn)、Mg₂₄(Y,Gd,Zn)₅和Mg₁₂(Gd,Y)Zn第二相及其数量有关。     

热处理对WE43镁合金显微组织和力学性能的影响

采用低压铸造制备了WE43镁合金,使用OM、SEM、EDS研究了热处理前后合金的显微组织及元素分布情况,并对其力学性能进行测试,分析热处理对其力学性能的影响。结果表明,WE43镁合金铸态组织主要由α-Mg基体和晶界上的Mg₂₄Y₅共晶相组成。经过520℃×10h+225℃×14h热处理后,WE43镁合金主要由α-Mg基体、方块相团簇、少量残余Mg₂₄Y₅共晶相及针状的时效析出相组成。与铸态合金相比,热处理后WE43镁合金的抗拉强度和屈服强度显著提高,分别达到305.9 MPa和191.8 MPa,但伸长率下降至3.1%。     

含LPSO相Mg_(94)Y_4Zn_1Ni_1合金的组织和力学性能

采用OM、SEM、TEM和电子万能试验机研究了Mg_(94)Y_4Zn_1Ni_1(at%)合金在铸态、退火、挤压和时效态的显微组织与力学性能。结果表明:铸态合金组织由胞状α-Mg相、网状18R LPSO相和块状Mg_(24)(Y,Zn,Ni)_5相组成。退火后,合金中未析出14H LPSO相。经挤压变形,18R LPSO相转变为长条状并沿挤压方向排列,挤压态合金的抗拉强度达到417 MPa,显著高于铸态和退火态合金。经过T5和T6时效处理,在合金的基体中析出大量细小的共格β'沉淀相,合金得到进一步强化。T5态和T6态合金的抗拉强度分别为434和432 MPa,屈服强度均高于300 MPa。     

Microstructures and Mechanical Properties of Mg-2Y-xZn (x=1, 2, 3 at%) Alloys

研究了Mg-2Y-xZn(x=1,2,3 at%)合金在铸态、退火态和挤压态的显微组织与力学性能。结果表明:随着合金中Zn含量的增加,合金显微组织中第二相依次为18R-LPSO相、(LPSO+W)混合物和W相。在退火过程中,层片状的14H-LPSO结构析出并沿块状18R-LPSO结构向基体中生长,W相由铸态时弯曲的条纹状转变为颗粒状。经过挤压变形后,LPSO结构和W相均沿挤压方向排列,合金性能得到大幅度提高,其中Mg-2Y-1Zn合金具有最好的室温力学性能,抗拉强度为320 MPa,延伸率达到11.2%。     

Mg-2Y-xZn(x=1,2,3at%)合金的显微组织与力学性能（英文）

研究了Mg-2Y-xZn(x=1,2,3 at%)合金在铸态、退火态和挤压态的显微组织与力学性能。结果表明:随着合金中Zn含量的增加,合金显微组织中第二相依次为18R-LPSO相、(LPSO+W)混合物和W相。在退火过程中,层片状的14H-LPSO结构析出并沿块状18R-LPSO结构向基体中生长,W相由铸态时弯曲的条纹状转变为颗粒状。经过挤压变形后,LPSO结构和W相均沿挤压方向排列,合金性能得到大幅度提高,其中Mg-2Y-1Zn合金具有最好的室温力学性能,抗拉强度为320 MPa,延伸率达到11.2%。