时效处理对车用Mg-10Gd-2Y-xNd合金微观组织及力学性能的影响

通过金相观察、X射线衍射、硬度测试和拉伸性能测试等试验方法,研究添加不同含量的Nd元素对Mg-10Gd-2Y合金的显微组织、硬化行为以及力学性能的影响。结果表明:在Mg-10Gd-2Y合金中添加适量的Nd元素,会增加合金中Mg_(24)Nd与Mg_5Gd相的量。合金时效处理后,晶界偏析现象以及位于晶界处的富稀土非平衡共晶组织都已彻底消失。当合金中的Nd元素含量逐渐上升后,其时效态组织的硬度也随之增大。当Nd含量为1.0%,Mg-10Gd-2Y-1Nd合金的力学性能最佳,屈服强度为192.3 MPa、抗拉强度为249.8 MPa、伸长率为8.5%、硬度为63 HV。     

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。     

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。     

Si含量对铸造Mg-Gd-Y-Zr合金组织和力学性能的影响

采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、X射线衍射(XRD)及室温拉伸等手段,研究元素Si对铸造Mg-Gd-Y-Zr合金组织与力学性能的影响。结果表明:Mg-10Gd-1Y-xSi-0.5Zr(x=0,0.5,1,1.5,2)合金的铸态和固溶时效态显微组织均由α-Mg、Mg_5Gd和Mg_(24)Y_5相组成,Si的加入产生新相Mg_2Si。随着Si含量的增加,铸态合金中枝晶状组织明显减少并逐渐消失,晶粒细化,合金的析出相增多。时效态合金中当Si含量增加至1 mass%时,合金组织化学成分最均匀,析出相呈颗粒状和棒条状分布于基体中。在室温下,铸态和时效态合金的抗拉强度,均随着Si含量的增加先升后降,Mg-10Gd-1Y-1Si-0.5Zr合金的抗拉强度最高,时效态合金强度达到最高为256.2 MPa,比Mg-10Gd-1Y-0.5Zr合金高出将近40 MPa。合金的伸长率随Si含量的增加而减小,其断裂方式都属脆性断裂。     

Gd对铸态Mg-4Y-2Sm-0.5Zr合金组织与性能的影响

采用光学显微镜、X射线衍射仪、扫描电子显微镜等仪器对铸态Mg-4Y-2Sm-xGd-0. 5Zr(x=0、1、2、3)合金进行了微观组织及物相分析,同时用拉伸试验机对其进行了力学性能测试。研究结果表明:铸态Mg-4Y-2Sm-0. 5Zr合金组织由α-Mg基体、第二相Mg_(24)Y_5和Mg_(41)Sm_5组成;随着稀土元素Gd的加入,合金组织中有Mg_5Gd相生成; Gd含量为1%时,Mg-4Y-2Sm-1Gd-0. 5Zr合金中的第二相分布均匀,晶粒得到细化,综合力学性能达到峰值,抗拉强度为203 MPa,伸长率为12. 68%,与Mg-4Y-2Sm-0. 5Zr合金相比分别提高了50 MPa,8. 46%。随着Gd元素含量的增加,第二相增多且主要沿晶界逐渐呈连续网状析出,力学性能下降。适量Gd元素的加入可以显著改善Mg-4Y-2Sm-0. 5Zr合金的力学性能和伸长率,过量Gd元素的加入则会降低合金的综合力学性能。     

Y和Gd含量对Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金组织与性能的影响

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。     

热处理对砂型铸造Mg-10Gd-3Y-0.5Zr镁合金微观组织和力学性能的影响（英文）

采用金相分析、SEM、硬度试验和拉伸试验等方法分析和测试砂型铸造Mg-10Gd-3Y-0.5Zr镁合金在T6态(固溶后空冷然后时效)下的显微组织和室温力学性能,讨论该合金的断裂机理。结果表明,砂铸Mg-10Gd-3Y-0.5Zr合金在225°C和250°C时效下的最优T6热处理工艺分别为(525°C,12 h+225°C,14 h)和(525°C,12 h+250°C,12 h)。峰时效下T6态Mg-10Gd-3Y-0.5Zr合金主要由α-Mg+γ+β′相组成,2种峰时效热处理工艺下合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为339.9 MPa、251.6 MPa、1.5%及359.6 MPa、247.3 MPa、2.7%。在不同热处理工艺下Mg–10Gd–3Y–0.5Zr合金断裂的类型不同,峰时效态合金的断裂方式为穿晶准解理断裂。     

Zn含量对Mg-9Gd-4Y-xZn-0.5Zr合金组织和力学性能的影响

采用X射线衍射仪、光学显微镜、扫描电镜、能谱分析仪、透射电镜以及拉伸试验机,研究Zn含量对时效态Mg-9Gd-4Yx Zn-0.5Zr(x=0,0.5,1.0,1.5,2.0)合金组织和力学性能的影响。结果表明:时效态Mg-9Gd-4Y-0.5Zr合金显微组织由基体α-Mg和共晶相Mg5(Gd,Y)组成。加入Zn元素后,合金组织中出现Mg5(Gd,Y,Zn)相和Mg12Zn(Gd,Y)相,分布于晶界或晶内。当Zn含量为1%以下时,合金组织得到明显细化,第二相分布均匀,力学性能显著提升。当Zn含量达到1%时,合金抗拉强度和屈服强度到达最大值,分别为279.4 MPa和220 MPa。随着Zn含量进一步增加,合金组织粗化,第二相含量迅速增加且沿晶界逐渐呈网状分布并逐渐向晶内深入,合金强度也明显降低。     

热处理对砂型铸造Mg-10Gd-3Y-0．5Zr镁合金微观组织和力学性能的影响

采用金相分析、SEM、硬度试验和拉伸试验等方法分析和测试砂型铸造 Mg-10Gd-3Y-0.5Zr 镁合金在T6态（固溶后空冷然后时效）下的显微组织和室温力学性能,讨论该合金的断裂机理。结果表明,砂铸Mg-10Gd-3Y-0.5Zr合金在225℃和250℃时效下的最优T6热处理工艺分别为（525℃,12 h＋225℃,14 h）和（525℃,12 h＋250℃,12 h）。峰时效下T6态Mg-10Gd-3Y-0.5Zr合金主要由α-Mg＋γ＋β′相组成,2种峰时效热处理工艺下合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为339.9 MPa、251.6 MPa、1.5%及359.6 MPa、247.3 MPa、2.7%。在不同热处理工艺下Mg-10Gd-3Y-0.5Zr合金断裂的类型不同,峰时效态合金的断裂方式为穿晶准解理断裂。     

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。     

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。     

铸态Mg-9Gd-4Y-xZn-0.5Zr合金组织和力学性能

采用X射线衍射仪、光学显微镜、扫描电镜、能谱分析仪以及拉伸试验机,研究了Zn对铸态Mg-9Gd-4Y-x Zn-0.5Zr(x=0,0.5 1.0,1.5,2.0)合金组织和力学性能的影响。结果表明:铸态Mg-9Gd-4Y-0.5Zr合金显微组织由基体α-Mg和共晶相Mg5(Gd,Y)组成。加入Zn元素后,合金组织中出现Mg5(Gd,Y,Zn)相和Mg12Zn(Gd,Y)相,分布于晶界或晶内。当Zn含量为1%时,合金组织得到明显细化,第二相分布均匀,力学性能显著提升。此时,合金抗拉强度和屈服强度到达最大值,分别为209.72 MPa和172.69 MPa。随着Zn含量进一步增加,合金组织粗化,第二相含量迅速增加且沿晶界逐渐呈网状分布并逐渐向晶内深入,合金强度也明显降低。     

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%。     

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。     

Mg-4Y-2Sm-1Gd-0.5Zr合金的组织与性能

采用光学显微镜(OM)、X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)等对Mg-4Y-2Sm-1Gd-0.5Zr合金的微观组织及物相进行了分析,并采用拉伸实验机在不同温度下对其进行了力学性能测试。结果表明:Mg-4Y-2Sm-1Gd-0.5Zr合金的铸态组织主要由α-Mg基体和Mg_(24)Y_5,Mg_(41)Sm_5和Mg_5Gd相组成,经过固溶处理后,稀土元素大部分被固溶进基体形成过饱和固溶体;Mg-4Y-2Sm-1Gd-0.5Zr合金的最佳热处理工艺为525℃×10 h+225℃×12 h,此时合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为223.6 MPa、146.5 MPa和14.1%,表明合金具有较高的强度和良好的塑性,综合力学性能优异,其强化机制主要是析出强化;时效态Mg-4Y-2Sm-1Gd-0.5Zr合金在150～250℃范围内强度变化不明显,性能稳定,特别适合在150～250℃服役条件下使用。随拉伸温度的升高,合金的断裂方式由脆性解理断裂向微孔聚集型韧性断裂转变。     

砂型铸造Mg-9Gd-4Y-0.5Zr合金的微观组织和力学性能

通过金相观察(OM)、扫描电镜(SEM)、能谱分析(EDS)、显微维氏硬度测试与拉伸测试研究了砂型铸造Mg-9Gd-4Y-0.5Zr合金的微观组织和力学性能。结果表明:铸态GW94合金主要由等轴晶琢-Mg固溶体、晶界处的共晶相Mg24(Gd,Y)_5以及少量的方块相Mg_5(Gd,Y)组成,优化后的固溶处理工艺为525℃伊6 h。固溶后的组织主要由琢-Mg过饱和固溶体、铸态残留相Mg_5(Gd,Y)以及固溶过程形成的方块相组成。GW94合金具有极高的时效硬化响应能力,250℃时效18 h后即达到峰值硬度(HV122)。室温拉伸时,峰值时效态合金的抗拉强度和屈服强度分别为300MPa和247 MPa,而伸长率仅为0.9%。250℃以内拉伸时,抗拉强度均高于300 MPa,表现出极佳的耐热性能,而且出现了抗拉强度随温度升高而升高的反常力学行为,这可能是由于茁忆相与位错相互作用所致。峰值时效态合金断裂机制由室温的穿晶断裂为主转变为高温的沿晶断裂。     

高强Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的微观组织和力学性能

通过金属模铸、热挤压和时效处理(T5)工艺过程制备出高强Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金,并利用光学显微镜、XRD、SEM及TEM分析研究Mg合金不同状态下的显微组织和力学性能。结果表明:Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金的铸态组织主要由α-Mg基体和沿晶界分布的片层状第二相Mg12Zn(Gd,Y)组成,经过热挤压变形后,合金晶粒显著细化,时效处理过程中Mg12Zn(Gd,Y)相上析出少量细小的颗粒状Mg3Zn3(Gd,Y)2相。时效态合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别达到446 MPa、399 MPa和6.1%,其强化方式主要为细晶强化和第二相强化。     

微量Nd和Zn元素对GW54镁合金微观组织和力学性能的影响

研究了微量添加Zn和Nd元素对于砂型铸造Mg-5Gd-4Y-Zr(mass%)镁合金显微组织,时效硬化行为和力学性能的影响规律。结果表明:Zn或者Nd元素的微量添加可以明显改变铸态Mg-5Gd-4Y-Zr合金的晶粒尺寸和第二相的种类、形貌、数量,进而提升其室温拉伸力学性能。对3种合金的固溶处理工艺进行优化,发现Mg-5Gd-4Y-0.8Nd-Zr合金在二级固溶处理条件时会发生铸造表皮附近晶粒异常长大的现象,该现象可以通过改为单级固溶消除;此外,该微合金化还可以显著提升Mg-5Gd-4Y-Zr合金的时效硬化响应能力以及合金峰值时效态的室温和高温强度,而且Nd元素的强化效果更好,其中Mg-5Gd-4Y-0.8Nd-Zr合金的室温和250℃下的抗拉强度、屈服强度、断裂伸长率分别可以达到303 MPa、215 MPa、1.2%和283 MPa、200 MPa、7.2%。     

Mg-6Gd-3Y-0.5Zr合金固溶时效处理工艺优化

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,铸态Mg-6Gd-3Y-0.5Zr合金主要由α-Mg基体、Mg5Gd相和Mg24Y5相构成;在510℃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℃时效处理12 h,合金的硬度值达到最大值,且时效温度不高,时效时间较短。     

铸造Mg-Gd-Y-Nd-Zr合金中Gd含量的优化

采用硬度测试、室温拉伸、X射线衍射、扫描电镜和透射电镜等研究了Gd元素含量对Mg-Gd-Y-Nd-Zr合金微观组织和力学性能的影响。结果表明：铸态Mg-xGd-3.0Y-1.0Nd -1.0Zr(x=5.0、5.5、6.0)合金的相组成均为镁基体及非平衡共晶Mg5.05RE（RE=Gd、Y、Nd）,非平衡共晶的化学成分对Gd元素含量不敏感,但体积分数随Gd含量的增加而增加。经固溶处理后,非平衡共晶均可溶入镁基体,但在晶界残留富稀土粒子。当Gd含量超过5.5wt%后,晶界上的富稀土粒子开始团聚,降低合金的力学性能。经成分优化,较优的合金成分为Mg-5.5Gd-3.0Y-1.0Nd-1.0Zr,其铸造-T6态的抗拉强度为322 MPa,伸长率为4.0%,力学性能优于总稀土含量与之相当的商用WE54合金。