Mg-Zn-Nd合金中的低Nd三元化合物T1相的研究

利用扫描电镜、电子探针、X射线衍射仪和透射电镜对Mg-Zn-Nd系低Nd三元化合物T1相的成分、结构及其相平衡关系进行了研究.结果表明,在Mg-Zn-Nd系低Nd侧存在一个六方结构的三元化合物T1相,其晶格常数为a=b=1.5 nm、c=0.87 nm;其成分(原子分数,%)范围为:Mg 27.0-33.4,Zn 60.2-66.4,Nd 6.1-7.4.该化合物在300-400 ℃的温度区间与α-Mg存在两相平衡.在300,350和400 ℃时分别存在T1 α-Mg MgZn,T1 MgZn L及T1 Mg2Zn3 L三相区.     

Mg-Zn-Ca系富Mg侧三元化合物及其300℃固态相平衡

采用合金平衡组织结构分析法,利用扫描电镜组织观察、电子探针定量成分分析以及X射线衍射和透射电子衍射结构分析,对Mg-Zn-Ca系富Mg区域300°C的相平衡关系及平衡相成分进行研究。结果表明：300°C时,2个三元化合物T1和T2都可与Mg基固溶体相平衡。T1相是一个线性化合物相,成分为15%Ca（摩尔分数）,20.5%～48.9%Zn,余量为Mg。T1相为六方晶体结构,晶格常数为：a=0.992～0.945nm,c=1.034～1.003nm,随T1相中Zn含量的增加而减少。化合物T2相也是六方结构,成分为26.4%～28.4%Mg,63.2%～65.5%Zn以及7.1%～8.4%Ca。300°C时,Zn在Mg基固溶体中的溶解度随Ca的加入而增大,最大溶解度达到3.7%。在Mg-Zn-Ca系中300°C等温截面相图的富Mg区域存在着三相区α-Mg＋Mg2Ca＋T1,α-Mg＋T1＋T2,α-Mg＋T2＋MgZn和MgZn＋T2＋Mg2Zn3。     

Mg-Zn-Al三元系富镁角在300°C的相平衡(英文)

采用平衡合金法,利用X射线衍射、扫描电镜及能谱分析,确定Mg-Zn-Al三元系富镁角300°Cα-Mg相平衡关系和相组成。结果表明:在富镁角存在3个三相区:α-Mg+Mg17Al12(γ)+Al5Mg11Zn4(φ),α-Mg+Mg32(Al,Zn)49(τ)+Al5Mg11Zn4(φ)和α-Mg+MgZn+Mg32(Al,Zn)49(τ)。与α-Mg相平衡的金属间化合物都具有很大的成分范围,并非呈线性。同时Zn和Al都能够溶解在α-Mg固溶体中,使金属间化合物达到相平衡。     

Mg-Zn-La系富Mg角固态相平衡的研究

利用SEM、XRD以及EPM对Mg-Zn-La系相图中富Mg角300℃的固态相平衡进行了研究.结果表明,在Mg-Zn-La系存在一个线性化合物(Mg,Zn)92La8(T相),而且在富Mg角存在一个由T相 α-Mg相组成的宽阔的两相区,以及α-Mg MgZn(La)相 T相的三相区.     

Mg-Zn-Al三元系富镁角335°C等温截面(英文)

采用平衡合金法,利用X射线衍射、扫描电镜及能谱分析,系统地研究了Mg-Zn-Al三元系富镁角335°C的平衡相组成及其成分。从实验上证实,α-Mg固溶体并不与Mg32(Al,Zn)49(τ)三元金属间化合物或q准晶相平衡,而仅与一个三元化合物Al5Mg11Zn4(φ)相平衡。获得了φ相在335°C的整个成分范围,即:52.5%~56.4%Mg、13.6%~24.0%Al、19.6%~33.9%Zn(摩尔分数)。Al在Mg Zn相中的固溶度远大于在Mg7Zn3相中的固溶度,其最大值可达8.6%Al(摩尔分数)。Al和Zn可以同时固溶在α-Mg固溶体中。     

合金成分对Al-Zn-Mg-Cu合金凝固结晶相的影响

采用Jmat-Pro热力学相图计算软件对Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的凝固过程及其结晶相形成规律进行了模拟。结果表明,Al-7.0Zn-2.3Mg-1.8Cu合金非平衡凝固过程中先后形成了Al_3Zr、α(Al)、Al_3Fe、Mg_2Si、Mg Zn_2和Al_7Cu_2Fe相。不同合金中的η(Mg Zn_2)、T (Al Zn Mg Cu)和S(Al_2Cu Mg)相的结晶温度区间分别为473.5～476℃、465～482℃和475～479℃。η(Mg Zn_2)、T(Al Zn Mg Cu)相的形成依赖于Zn/Mg比,且随着Cu含量的增加而减少。S(Al_2Cu Mg)相的生成量随Zn、Mg含量的增加而减少,随Cu含量的增加而增加。     

Zn及固溶时效对Mg-4Al-2Ca合金组织和性能的影响

通过Mg-4Al-2Ca-xZn系镁合金的设计,研究添加不同含量的Zn对合金微观组织及力学性能的影响。分析得出,铸态Mg-4Al-2Ca合金组织主要由α-Mg、β-Mg17Al12相和少量Al2Ca相组成;当合金中添加2%、4%和6%的Zn后,随着Zn含量的增加合,金的初生相α-Mg变化明显,合金组织中Al2Ca相增加,形成了Mg32(Al,Zn)49相、MgZn相和少量Mg5Zn2Al2化合物;在Zn含量为6%时,合金的初生相α-Mg细化明显,且具有等轴状形态。在时效时间相同的情况下,Zn元素的增加使α-Mg相细化,在相界处析出相减少。经过340℃保温20 h固溶后,在180℃进行一系列的时效处理结果的分析表明,时效72 h时,Mg-4Al-2Ca-xZn(x=0,2,4,6)合金的硬度都达到最大值,分别为72.9、75.1、80.7和83.9 HB,硬度值随Zn含量的增加而增大。     

Zn含量对Mg-10Gd-6Y-xZn-0.6Zr合金显微组织、力学和阻尼性能的影响

采用扫描电子显微镜、能谱分析仪、X射线衍射仪和动态机械热分析仪等研究Zn含量对Mg-10Gd-6Y-xZn-0.6Zr(x=0.6,1.6,2.6,3.6,质量分数,%)合金显微组织、力学和阻尼性能的影响。结果表明:铸态下,Mg-10Gd-6Y-0.6Zn-0.6Zr合金中第二相主要为Mg5(Gd,Y,Zn),在Mg基体中,由晶界处向晶内平行生长出大量层状相;随Zn含量的增加,Mg5(Gd,Y,Zn)相减少,Mg12Zn(Y,Gd)相增多;当Zn含量达到3.6%时,第二相主要以Mg12Zn(Y,Gd)相存在,Mg基体中的层状相几乎消失。对于挤压态的Mg-10Gd-6Y-1.6Zn-0.6Zr合金,其基体中呈现大量扭曲的层状相,合金抗拉强度达到400 MPa,随着Zn含量的增加,合金强度呈下降趋势,但塑性得到改善。铸态合金的阻尼性能随Zn含量的增加先下降后上升,采用Granato-Lücke(G-L)理论和G-L图对合金阻尼性能进行了分析和讨论。     

锌镁比对7085铝合金时效组织演变的影响

通过硬度和电导率测试,结合金相显微分析、透射电镜微观组织观察和DSC分析,研究了Zn/Mg比对7085铝合金120℃单级时效的影响.结果表明,120℃时效时,不同Zn/Mg比值的7085铝合金分别在4h和26 h到达GP区和(n)相强化的2个峰值,但Zn/Mg=7.27的合金两个时效峰值时间较Zn/Mg=5.84的合金略微提前.微观组织观察表明,时效4h后Zn/Mg=7.27的合金晶内已经有较多粗大的沉淀相(5～10 nm)析出,衍射斑点显示这些较大沉淀相为 η’相,而在Zn/Mg=5.84的合金内则较少发现.细小的GP区的减少以及较大 η’相的析出,降低了第二相粒子对合金的强化效果.DSC结果也表明,Zn/Mg=7.27的合金的GP区和η′相的析出温度都较Zn/Mg=5.84稍微降低.     

热力学分析合金元素对7055合金的影响

采用CALPHAD技术及热力学计算软件模拟7055合金的凝固路径、TTT曲线,以及η(MgZn_2)相和S(CuMgAl_2)相生成温度和生成数量随Zn、Mg、Cu含量变化的关系曲线,并进行DTA曲线测试,测试结果与热力学结果相一致。热力学计算结果表明,随Zn、Mg、Cu元素含量增加,液相线温度降低,低熔点共晶相析出温度升高;凝固组织中η相(MgZn_2)的生成温度在408～448℃范围内,生成量为5.7%～6.9%;S相(CuMgAl_2)的生成温度在436～469℃之间,生成量为0.5%～1.9%;随着Mg含量增加,合金的淬火敏感性提高,Zn、Cu元素含量的变化对合金的淬火敏感性影响不大。     

高强可焊7A62铝合金的成分设计与跨尺度相强化作用

基于7A62铝合金的成分设计,研究Zn含量和Zn/Mg质量比对Al-Zn-Mg合金强度的影响。采用透射电镜(TEM和HREM)详细地研究7A62铝合金峰值时效的析出相,从多个晶体学方向观察了强化析出相的形貌及其与基体的关系。结果表明:Zn/Mg质量比为2~3、Zn含量增加至6.84%(质量分数)时,7A62合金的强度明显增加。峰值时效后,7A62合金基体形成了体积分数约60%、尺寸小于10 nm的沉淀强化相和体积分数约10%、尺寸为100~200 nm的弥散强化相。基体主要强化析出相是高密度均匀分布的η′相,与基体呈现半共格和晶体取向关系,形成较高晶格错配度;跨尺度位错缠结的弥散强化相是由Al、Zn、Mg、Mn元素组成的平衡相。7A62合金的化学成分和微结构特征使其成为高强可焊的铝合金。     

Al-Zn-Cu系中的T''化合物与低Cu侧室温相关系

按热力学计算得到的Al5Cu4Zn的化学计量比成分，可以获得由温至400℃均为稳态单相的三元化合物T‘相合金。利用扫描电镜，电子探针和X射线衍射实验确定了Al-Zn-Cu系在室温下存在稳态Al Zn T‘三相区，而不存在稳态的Al Zn CuZn4三相区。明确了CuZn4是一种亚稳化合物，最终将转变为T‘相。确定了Al-Zn-Cu系室温下存在稳态的T‘ CuZn4两相区。     

Ce对往复挤压-低温正挤压Mg-Zn-Ce合金组织和力学性能的影响

在Mg-6Zn合金中添加0.6%、1%和2%Ce(质量分数),联合往复挤压和低温正挤压细化Mg-Zn-Ce合金组织,利用X射线衍射、光学显微镜、扫描电镜和透射电镜分析合金中相组成和组织演化,测试合金的室温力学性能。结果表明:Mg-6Zn-0.6Ce合金中主要化合物为Mg_4Zn_7相,Mg-6Zn-1Ce和Mg-6Zn-2Ce合金中主要化合物为T-(MgZn)_(12)Ce相。往复挤压合金经动态再结晶而细化,晶粒尺寸随Ce添加量增加而变小,分别为20.6μm、16.5μm和9.1μm。低温正挤压时,合金再次发生动态再结晶而再次细化,晶粒尺寸分别为2.0μm、8.6μm和1.9μm。Mg-6Zn-0.6Ce合金力学性能最佳,屈服强度、抗拉强度和伸长率分别为266.4 MPa、312.4 MPa和12.8%。合金的优良性能是由细晶强化、颗粒强化和固溶强化的共同作用造成的。     

Mg-Zn-Ca系富Mg区域三元化合物及其固态相平衡

利用SEM,EPMA,XRD和TEM对Mg-Zn-Ca系富Mg区域三元化合物的成分、结构及其相平衡进行了研究.结果表明,Mg-Zn-Ca系富Mg区域存在2个可与镁基固溶体相平衡的三元化合物T1和T2.其中化合物T1为线性化合物,成分(原子分数,%,下同)为:Ca约16,Zn 16.8-49.5,Mg余量;晶体结构为六方...     

Ce和Sb及时效处理对Mg-Zn-Al系铸造镁合金组织的影响

利用SEM、X射线衍射等手段研究了微量元素Ce和Sb及时效处理对Mg-Al-Zn系铸造合金组织和性能的影响。结果表明:Ce和Sb元素显著地细化了试验合金铸态组织,改善β相形貌及分布,并形成呈粒状弥散分布Mg3Sb2、Al11Ce3、CeCu6的新相;Mg-10Zn-2Al-1Cu+0.5%(Ce+Sb)试验合金的时效沉淀过程中弥散析出粒状、杆状析出相(Mg32(Al,Zn)49、Mg32Al47Cu7、Mg3Zn2、Mg3Sb2、CeCu6等),且其析出相的形成、析出速度和长大速度等都远远小于AZ91D合金,显示较好的时效强化效应。     

Mg-3Ce-1.2Mn-0.9Sc和Mg-3Ce-1.2Mn-1Zn镁合金铸态组织和力学性能的比较(英文)

比较研究了Mg-3Ce-1.2Mn-0.9Sc和Mg-3Ce-1.2Mn-1Zn镁合金的铸态组织和力学性能。结果表明:含Sc合金主要由α-Mg、Mg12Ce和Mn2Sc相组成,而含Zn合金则主要由α-Mg和Mg12Ce相组成。然而,含Sc和含Zn铸态合金中Mg12Ce相的形貌是不同的。含Sc合金中的Mg12Ce相主要呈颗粒状,而含Zn合金中的Mg12Ce相则主要呈连续和/或准连续的网状。同时,含Sc合金的晶粒较含Zn合金的相对较为细小。此外,虽然含Sc合金和Zn合金在室温和300°C下具有相似的抗拉性能,但含Sc合金在300°C和30MPa下持续100h后的抗蠕变性能较Zn合金的好。     

Zn含量对铸态Mg-Dy合金显微组织和力学性能的影响

研究添加不同含量Zn对铸态Mg-2Dy(摩尔分数,%)合金显微组织、时效行为和力学性能的影响。结果表明:Zn含量为0.5%和1%(摩尔分数)时,铸态合金中分别析出片层状具有18R类型长周期有序(LPSO)结构的Mg12Zn Dy相和粗大的Mg3Zn3Dy2相;同时,Zn的添加细化了合金的晶粒;固溶处理后,LPSO相由18R类型转变成沿晶内分布的细条状的14H类型,新的(Mg,Zn)x Dy相形成,且Mg3Zn3Dy2相的体积分数减小;添加0.5%Zn有效地增强了合金的时效硬化行为,提高了合金的室温和200℃的拉伸强度。     

Mg-Zn-Ca系低Ca侧400℃相平衡研究

利用SEM,EPMA,XRD和DSC,对Mg-Zn-Ca系镁基固溶体400℃时的溶解度以及镁基固溶体与化合物之间的平衡相关系进行了研究.结果表明,在Mg-Zn系中加入Ca后,T₁和T₂相在400℃时依然是富Mg角的主要三元化合物,但只有T₁相与镁基固溶体相平衡,且α-Mg+T₁两相区明显缩小.400℃时,Mg-Zn-Ca系低Ca侧存在一个可与镁基固溶体相平衡的液相区,其含Ca量小于8.4%（原子分数）;但Zn/Ca值小于1.7的三元合金中不会有液相存在.Mg-Zn-Ca系低Ca侧400℃等温截面相图中存在着4个三相区:α-Mg+Mg₂Ca+T₁,α-Mg+T₁+Liq,Liq+T₁+T₂和Liq+T₂+Mg₂Zn₃.     

半连续铸造AZ40镁合金组织分析和均匀化工艺

研究了半连续铸造AZ40镁合金铸态显微组织和均匀化热处理工艺。结果发现,心部的树枝状α-Mg和第二相化合物尺寸均大于边部;枝晶边缘的Al含量达到2.62%,形成具有一定宽度的Al富集区,而其心部的Al含量仅为0.59%,还有一部分Al以Mg17Al12和Al-Mn相形式存在;Zn和Mn在α-Mg内部均匀分布,Mn形成Al4Mn颗粒,Zn在Mg17Al12颗粒处富集。经410℃×4h均匀化处理后,Mg17Al12已基本回溶,而Al富集区尚未有效回溶。经410℃×24h均匀化处理后,Al富集区几乎完全回溶,基体中Al含量接近4.02%。     

Al—Zn—Mg系合金热处理过烧试验

Al—Zn—Mg系合金中,Zn、Mg是控制时效硬化过程的主要元素。在合金中,Zn、Mg含量增加,合金的强度随之增加,当Zn、Mg总含量达11～12%时,可获得最高抗拉强度,但合金的塑性大大下降。zn、Mg总含量<8%,zn、Mg的比值<2时,合金的结晶范围小,低熔点共晶较少,是合金组织与性能的满意结合。Al—Zn—Mg系合金的淬火敏感性低,为其淬火加热规范的选择提供了