Mg-10Gd-4.8Y-0.6Zr镁合金热变形行为与加工图

在Gleeble-1500热/力模拟机上,对Mg-10Gd-4.8Y-0.6Zr镁合金进行高温压缩试验,压缩时设定应变速率范围为0.001～1 s-1,温度范围为623～773 K,最大真应变为1.3;研究该合金高温变形时流变应力与应变速率、变形温度之间的关系及变形过程中的微观组织演化;计算塑性变形表观激活能及相应的应力指数;建立该合金的加工图。结果表明:在该合金的加工图中,功率耗散系数η随应变速率的降低及温度的升高而不断增加,失稳区域随应变量的增加而扩大;综合得出该合金的最佳实际变形工艺为温度723～773 K、应变速率0.1～1 s-1。     

Mg-10Gd-4.8Y-2Zn-0.6Zr合金本构方程模型及加工图

采用Gleeble-1500热模拟实验机在温度为623～773K,应变速率为0.001～1s-1条件下对Mg-10Gd-4.8Y-2Zn-0.6Zr(wt%)合金进行热压缩实验,研究了该合金热变形行为及热加工特征,建立了该合金热变形时的本构方程和加工图.结果表明,该合金高温变形时的峰值应力随着应变速率的降低和变形温度的升高而显著减小;变形激活能为289.36kJ/mol;合金高温变形时存在两个失稳区,分别是变形温度为770～773K,应变速率为0.1s-1左右的区域,和变形温度小于750K,应变速率小于0.03s-1的区域;合金的最佳热加工温度为750～773K,应变速率为0.001～0.01s-1.     

挤压温度对Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金组织与力学性能的影响

为提高Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金的强度,研究了不同温度下的挤压组织对合金力学性能的影响。结果表明,随着挤压温度从500℃降低到400℃,其晶粒度也从126μm细化到7.4μm,抗拉强度和延伸率分别从200.1MPa和2.93%提高到312.4 MPa和5.6%。通过力学性能和晶粒尺寸之间的关系计算出该合金的Hall-Petch常数Ky为327.6 MPa.μm1/2,明显高于纯镁及常规镁合金的Ky。大量稀土元素的固溶及其第二相粒子对晶界和位错运动的阻碍作用是合金Ky值较高的主要原因。     

热处理对挤压变形Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金力学性能及显微组织的影响

采用硬度检测、拉伸力学性能测试、金相、扫描及透射电镜观察等方法,研究了挤压态Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金经T4、T5和T6热处理后显微组织及力学性能的变化.结果表明:挤压态合金宜采用T5热处理.经T5热处理后,合金的屈服强度、抗拉强度分别达到372、403 MPa,远高于T4、T6处理的,其原因在于T5热处理后合金中存在大量棱镜片状第二相.T6热处理时,虽然合金的时效强化效果优于T5态合金,但晶粒长大严重降低了合金的力学性能.     

挤压态Mg-10Gd-3Y-0.5Zr镁合金的低温力学性能(英文)

研究多循环低温交变(液氮浸泡处理)和拉伸温度对挤压态Mg10Gd3Y0.5Zr镁合金的微观组织、力学性能以及断裂机制的影响。结果表明,Mg10Gd3Y0.5Zr合金经10d液氮浸泡或10个周期高低温交变循环后,合金室温力学性能基本不变;而经过20个周期高低温循环后,合金的室温抗拉强度由398MPa升高到417MPa。在196°C下拉伸时,挤压态Mg10Gd3Y0.5Zr镁合金的屈服强度和抗拉强度均大幅度提高,分别为349MPa和506MPa,分别增长了18%和27%。合金室温断裂机制为穿晶解理断裂,而低温条件下为韧性断裂和解理断裂并存的混合断裂机制。     

热处理对Mg-9Gd-2Y-0.6Zr合金显微组织和耐蚀性的影响

采用失重法、扫描电子显微镜、光学显微镜研究了热处理对Mg-9Gd-2Y-0.6Zr合金显微组织和耐蚀性的影响。结果表明:合金铸态组织由α-Mg基体和粗大的枝晶β相组成,热处理后,合金中的β相经过溶解再析出的过程,β相由断续网状转变为方块颗粒状;热处理工艺显著提高了合金在Hanks模型中的耐蚀性,且腐蚀产物以Mg(OH)2为主。     

二次挤压对Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金显微组织及力学性能的影响

利用光学显微镜、扫描电子显微镜、X射线衍射仪等研究二次挤压对Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金显微组织及力学性能的影响。研究表明:该合金经二次挤压后,晶粒尺寸细化至6μm,提高细晶强化效果;粗大Mg5Gd1-xYx相增多,降低固溶强化效果;{0002}基面织构的减弱降低织构强化效果;在三者的综合作用下,合金经二次挤压后,强度有所降低,但伸长率却大幅度提高,达到20.5%,较一次挤压态合金的伸长率提高107.1%;一次挤压态合金的断裂方式是以解理断裂为主的混合断裂,二次挤压态合金的断裂方式为韧性断裂。     

Ce对Mg-9Gd-4Y-1Nd-0.6Zr合金微观组织和耐蚀性的影响

为获得高强耐蚀的镁稀土合金,采用扫描电镜、X射线衍射分析、腐蚀失重法、电化学阻抗和动电位极化等研究了元素Ce对Mg-9Gd-4Y-1Nd-0.6Zr合金微观组织和耐蚀性的影响。结果表明添加0.5% Ce后合金耐腐蚀性能较好,合金的腐蚀电流密度为不含铈合金的55.6%,腐蚀电位正移约141 mV。适量Ce元素的加入导致其他稀土元素在晶界处富集并呈网状分布,使第二相粒子尺寸变小,体积分数变大。     

热处理对Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金组织与力学性能的影响

采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、X射线衍射仪和万能力学试验机等研究了固溶和时效处理对Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金显微组织和力学性能的影响。结果表明,Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金铸态、固溶态和时效态的显微组织均由α-Mg基体、Mg₅(Gd, Y, Zn)相和LPSO结构组成;合金经固溶和时效处理后的最大抗拉强度由铸态的187.96 MPa提高到241.93 MPa,提高了28.71%,伸长率由铸态的8.48%提高到13.91%,提高了64.03%;不同热处理状态下合金的拉伸断口形貌主要以脆性断裂为主。     

冷却速率对砂型铸造Mg-10Gd-3Y-0.4Zr合金凝固行为的影响(英文)

采用计算机辅助冷却曲线分析技术研究砂型铸造过程中冷却速率(1.4~3.5°C/s)对Mg-10Gd-3Y-0.4Zr合金凝固行为的影响。结果表明:随着冷却速率的提高,起始形核温度(Tα,N)由634.8°C升至636.3°C,再辉前最低温度(Tα,Min)由631.9°C降至630.7°C,形核过冷度(ΔTN)由2.9°C升至5.6°C,共晶反应起始温度(Teut,N)上升,固相线温度(T S)由546.0°C降至541.4°C,凝固温度区间(ΔTS)增加6.1°C。形核速率(N)的增加引起晶核数量的增加,从而降低α-Mg的平均晶粒粒径。相对于形核时间(ΔtN),形核过冷度(ΔTN)对α-Mg平均晶粒粒径的影响更大。温度增加值(T eut,N-T eut,G)与缩短的反应时间改变共晶反应进程,并且影响第二相的含量以及形貌。     

Effect of heat treatment on corrosion behavior of low pressure sand cast Mg-10Gd-3Y-0.5Zr alloys

The corrosion behaviors of low-pressure sand cast Mg-10Gd-3Y-0.5Zr(wt.%) alloys in as-cast, solution treated(T4) and aged(T6) conditions were studied by means of immersion test and electrochemical measurements in 5wt.% NaCl solution saturated with Mg(OH)_2. It was observed that the corrosion rate in the T4 condition was lower than that of the as-cast and T6 conditions by both sand casting and permanent mold casting with the same order of as-castT6T4; while the corrosion resistance of the permanent mold casting is superior to the sand casting. The morphologies of the corrosion products are similar porous structures consisting of tiny erect flakes perpendicular to the corroded surface of the alloy, irrespective of the heat treatment conditions. Especially, the corrosion film in T4 condition is more compact than that in the other two conditions. In addition, the severer corrosion happening to the as-cast condition is correlated with the galvanic corrosion between the matrix and the eutectic compounds; while improved corrosion resistance for the T4 and T6 conditions is ascribed to the dissolution of the secondary eutectic compounds. The measured corrosion current densities of Mg-10Gd-3Y-0.5Zr alloys in as-cast, T4, and T6 conditions are 36 μA?cm~(-2), 10 μA?cm~(-2), and 33 μA?cm~(-2), respectively. The proposed equivalent circuit [Rs(CPE_1(R_t(R_fCPE_2))] by Zview software matches well with the tested electrochemical impedance spectra(EIS) data.     

Mg-Gd-Y系合金中绝热剪切带的特征

通过弹道冲击试验和高温Hopkinson Bar压缩试验研究了Mg-Gd-Y系合金的绝热剪切行为.利用光学显微镜对试验后试样的组织进行观察.结果发现,该合金在两种试验条件下形成两种绝热剪切带.弹道冲击过程中形成的剪切带在光学显微镜下呈白亮色,平均宽度约为10 μm,属于白亮带,带内组织的显微硬度明显高于周围基体.白亮带只能在稳定塑性侵彻阶段形成:整个高温Hopkinson Bar压缩过程中只在T=735 K时形成较明显的塑性变形带.远离绝热剪切带源点的裂纹的形成主要是由平行于剪切方向的孪晶引起的.     

铸态与挤压态Mg-5Y-7Gd-1Nd-0.5Zr合金在5% NaCl水溶液中的腐蚀行为(英文)

在5%NaCl水溶液中通过浸泡和电化学测试研究铸态与挤压态Mg-5Y-7Gd-1Nd-0.5Zr镁合金的腐蚀性能。铸态和挤压态Mg-5Y-7Gd-1Nd-0.5Zr镁合金的平均晶粒尺寸分别为100μm和15μm。在腐蚀初期,铸态合金的腐蚀形貌为点蚀和少量丝状腐蚀,挤压态合金的腐蚀形貌为点蚀。挤压态合金的腐蚀速率大于铸态合金的腐蚀速率。包含稀土的第二相在合金中作为阴极,改善了合金的腐蚀性能。铸态与挤压态合金的腐蚀电位分别为-1.658V和-1.591V。探讨了铸态与挤压态合金腐蚀性能不同的原因。     

Microstructures and mechanical properties of Mg-10Gd-6Y-2Zn-0.6Zr(wt.%) alloy

Microstructures and tensile mechanical properties of Mg-10Gd-6Y-2Zn-0.6Zr alloy were systematically studied. Four phases were found in the as-cast specimen: α-Mg, Mg₃(GdYZn), Mg₁₂(GdY)Zn and Mg₂₄(GdYZn)₅. The long-period stacking order (LPSO) structure is found, which is the phase of Mg₁₂(GdY)Zn. The LPSO structure has two existing forms: lamellar structure in the inner grains and block-like structure at grain boundaries. 6H-type LPSO structure with a stacking sequence of ABCBCB′ is defined in homogenized specimen, where A and B′ layers are significantly enriched by Gd, Y and Zn. The ageing hardening behavior of as-extruded specimens at 200 °C has been investigated. The ultimate tensile strengths of the as-extruded and peak-aged alloys are 360 MPa and 432 MPa, and the elongations are 18% and 5% respectively. The effective strengthening models have been considered to predict the strength. The results suggested that the sub-micron metastable β′ phase was the main strengthening factor of the peak-aged alloy.