Mg-4Al-2RE合金压缩蠕变性能和组织研究

采用自制实验装置研究了铸态Mg-4Al-2RE合金在温度125~175℃、压力88~112MPa的压缩蠕变行为,利用扫描电镜、X射线衍射仪和能谱分析仪对该合金压蠕变前后的组织形貌和相成分进行了分析。结果表明：随温度和应力的升高,合金的压蠕变量增大。Mg-4Al-2RE合金铸态组织为α-Mg基体、Al11Nd3相和Al2Nd相;高温压蠕变时Al11Nd3相不稳定易发生分解,使晶界原子扩撒加剧,晶界明显滑移,致使合金的抗高温蠕变性变差。在175℃、100~112MPa条件下,该合金快速进入加速蠕变阶段,出现了沿晶蠕变断裂现象。

Mg-4Al-2RE合金压缩蠕变本构方程的建立

采用自制的蠕变试验装置研究了AE42（Mg-4Al-2RE）合金在温度为125~175℃（398~448K）、压力为88~112 MPa范围内的压缩蠕变行为,并采用回归法建立了该合金的压缩蠕变本构方程。结果表明：随着温度升高和压力增大,AE42合金的压缩蠕变应变和稳态蠕变速率都呈明显的上升趋势;在175℃（398K）、100~112 MPa条件下,合金进入加速蠕变阶段,出现蠕变断裂现象;AE42合金的压缩蠕变本构方程为εs=8.19×10-7σ5.39exp（-90 410/RT）,蠕变机制为晶界扩散主导的位错攀移机制。

热处理对Mg-3Sn-2Al-1Zn-5Li合金耐蚀性能的影响

对Mg-3Sn-2Al-1Zn-5Li合金进行了不同方式的热处理。利用电化学测试研究了不同热处理状态合金在3.5%NaCl溶液中的腐蚀电化学行为,并通过扫描电镜、能谱以及X射线衍射分析了合金腐蚀形貌及腐蚀产物的成分。结果表明:经固溶处理和时效处理后,合金的耐蚀性能有所提高,并且固溶态的Mg-3Sn-2Al-1Zn-5Li合金有着最佳的耐蚀性能;合金的腐蚀特征为丝状腐蚀,腐蚀产物主要为Mg(OH)_(2)。

Mg-9Gd-4Y-2Zn-0.5Zr合金连续降温压缩扭转组织演变

采用Gleeble-3500热力拟试验机对Mg-9Gd-4Y-2Zn-0.5Zr合金棒材进行了热压缩扭转实验,变形过程中采用连续降温,温度范围为420~480℃,降温速率为10℃·s^(-1)。分析了变形后试样微观组织的演化规律。结果表明,形成了梯度组织;随棒状试样半径的增加,晶粒尺寸、LPSO相尺寸及ED//<0001>织构强度均减小。晶内LPSO相发生了机械破碎和扭折;块状LPSO相发生溶解,形成条纹状结构,部分条纹状结构在外力条件下发生扭折。变形过程中主要发生了连续动态再结晶及LPSO相激发的再结晶。连续降温有利于再结晶形核,产生大量细小的动态再结晶晶粒,抑制了再结晶晶粒长大和ED//<0001>织构强度增加。

第二相体积分数对Mg-13Gd-4Y-2Zn-0.5Zr合金力学性能的影响

采用万能拉伸试验机、SEM、EDS及XRD对固溶处理后的Mg-13Gd-4Y-2Zn-0.5Zr合金力学性能、第二相形态、化学成分进行了分析,并利用Image-Pro-Plus软件对第二相体积分数进行了统计。结果表明:固溶处理后,合金中仍有大量不同形态、成分的第二相,主要是灰色块状LPSO相、灰色棒状LPSO相和白色点状富稀土相。随着固溶时间的增加,Mg-13Gd-4Y-2Zn-0.5Zr合金的抗拉强度与伸长率表现出先降低后升高的变化规律。在510℃固溶16 h,合金的抗拉强度与伸长率达到最小值,分别为196.77 MPa、3.8%。510℃固溶10~16 h,LPSO相体积分数不变,富稀土相体积分数增加,富稀土相质地较脆,受力时容易破碎,成为裂纹萌发和扩展的源头,使合金抗拉强度、伸长率均降低。510℃固溶16~19 h,富稀土相体积分数减少,合金的力学性能增加。

稀土铈变质处理Mg-5Al-4Ca-0.8Mn合金的组织与力学性能

采用稀土Ce对Mg-5Al-4Ca-0.8Mn合金进行了变质处理,采用OM、SEM、硬度测试、拉伸试验研究了Ce添加量对Mg-5Al-4Ca-0.8Mn合金微观组织和力学性能的影响。结果表明:稀土Ce对Mg-5Al-4Ca-0.8Mn合金有较好的变质效果。Ce添加量为0.8%时,合金晶界清晰,组织均匀性最佳,细化效果最好。Ce添加量增加到1.2%时,合金组织细化效果减弱。随着Ce添加量的增加,合金的硬度、抗拉强度和伸长率均先升高后降低,Ce添加量0.8%的合金的硬度、抗拉强度和伸长率均达到最大值,综合力学性能最好。

Sm含量对挤压态Mg-6Al-2Sr合金组织及性能的影响

本文研究了不同Sm含量对挤压态Mg-6Al-2Sr合金的强化机理,采用金相实验、X射线衍射、扫描电镜和透射电镜对显微组织进行观察,并通过EBSD分析了Sm含量对合金显微组织的影响。本文主要是对不同Sm含量的Mg-6Al-2Sr铸态合金进行挤压实验。结果表明:随着Sm含量的增加,生成的Al_(2)Sm相在挤压的作用下破碎,并且沿挤压方向在晶界处均匀弥散,阻碍晶粒长大;继续不断增加Sm,使得在晶界处Al_(2)Sm相增多聚集,反而对合金力学性能产生不利影响;当Sm含量为1.5 wt%时,合金的平均晶粒尺寸最细小,其抗拉强度、屈服强度和伸长率达到297.9 MPa、257.8 MPa和21.3%,硬度达到HV78.9,较Sm含量为0 wt%的合金,抗拉强度提升了15.6%,屈服强度提升了34.6%,伸长率提升了34.8%。

正挤压挤压比对Mg-4Sn-2Zn-0.5Mn合金组织和性能的影响

对Mg-4Sn-2Zn-0.5Mn合金进行了不同挤压比的正挤压试验,并对挤压态合金进行180℃的时效处理。采用OM、TEM、拉伸试验、硬度测试和断口形貌观察,研究了不同挤压比正挤压以及时效对Mg-4Sn-2Zn-0.5Mn合金组织与力学性能的影响。结果表明:随着挤压比的增加,Mg-4Sn-2Zn-0.5Mn合金动态再结晶越来越充分,晶粒不断细化,组织均匀性逐渐提高。挤压比25时,合金动态再结晶完全。随着挤压比的增加,合金的抗拉强度、屈服强度逐渐升高,伸长率逐渐下降。时效处理进一步提高了挤压态合金的硬度与强度。随着时效时间的增加,挤压比25挤压的合金硬度先升高后降低,时效42 h时合金的硬度达到最大值83.7 HV,其抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为382.5 MPa、335.4 MPa和8.2%。

锡添加量对铸态Mg-3Al-0.5SiO_(2)合金显微组织和力学性能的影响

以纯镁锭、纯铝锭、纯锡锭、纳米SiO_(2)粉末为原料熔炼铸造Mg-3Al-0.5SiO_(2)-xSn(x=0,1,3,5,7,10,质量分数/%)合金,研究了锡添加量对合金显微组织和力学性能的影响。结果表明:随着锡添加量的增加,粗大的Mg_(2)Si初生相逐渐转变为块状或针状相,Mg_(2)Sn相含量增加,当锡质量分数为5%时,Mg_(2)Sn相分布最均匀,尺寸最小;合金的强度和断后伸长率均随着锡添加量的增加呈先升高后降低的趋势,断裂方式先由脆性断裂向韧性断裂转变,再向脆性断裂转变;当锡质量分数为5%时,合金具有最佳的室温拉伸性能,其抗拉强度、屈服强度、断后伸长率分别为145.6 MPa,98.7 MPa,7.12%,断裂方式为韧性断裂。

Sb对Mg-4Al-2Si合金显微组织和力学性能的影响

研究了合金元素Sb对Mg-4Al-2Si合金显微组织和力学性能的影响。结果表明，加入少量的Sb（0．25％～0．75％）能有效细化汉字状Mg2Si相颗粒和α（Mg）基体组织，并在合金中形成Mg1Sb2相，提高合金的力学性能：当Sb含量为0．25％时，Mg2Si颗粒显著细化；当Sb含量为0．75％时，α（Mg）基体组织的细化效果最佳，形成了细小、均匀的α（Mg）等轴晶组织，此时合金的抗拉强度和屈服强度达到最大值；当Sb含量大于0．75％时，Mg2Si相颗粒向晶界大量偏聚并粗化，导致材料力学性能迅速下降。

Mg-4Al-2Si合金固溶处理过程中Mg_2Si相颗粒的球状化

实验研究了Mg-4Al-2Si合金固溶处理过程中汉字状Mg2Si相颗粒的球化现象及其工艺参数对球化的影响。结果发现:Si沿Mg/Mg2Si界面扩散,使粗大的汉字状Mg2Si颗粒发生部分溶断,并依靠自发球化的趋势通过向未溶的粒状Mg2Si扩散聚集完成球化;最佳球化工艺为420℃保温16h。

往复挤压Mg-4Al-2Si合金的高温拉伸性能

利用往复挤压制备细晶Mg-4Al-2Si合金,采用OM、XRD和SEM分析合金组织,在150℃和1.33×10-3s-1初始应变速率下测试合金的拉伸性能。结果表明:铸态组织由α-Mg、β-Mg17Al12、共晶型汉字状Mg2Si和少量初生块状Mg2Si组成。经过8道次往复挤压后,α-Mg和Mg2Si颗粒的尺寸分别为2.1和1.3μm,高温抗拉强度、屈服强度、伸长率和拉伸强度保持率分别为250MPa、197MPa、62%和88%。优良的高温性能归因于细小的基体组织和稳定的Mg2Si颗粒对晶界的有效钉扎作用。

往复挤压Mg-4Al-2Si镁合金的组织细化与力学性能

研究往复挤压变形对Mg-4Al-2Si合金组织和性能的影响性能,探讨基体组织和Mg2Si颗粒相的细化效果与细化机制,分析Mg2Si颗粒对再结晶的影响规律。结果表明:挤压过程中发生受位错攀移控制的动态再结晶,通过晶界迁移、亚晶合并与转动机制形成细小的α(Mg)再结晶等轴晶;随着往复挤压道次的增加,动态再结晶速度加快,晶粒尺寸迅速减小;α(Mg)与Mg2Si的晶粒尺寸在铸态下分别为45和60μm,往复挤压6道次后,晶粒尺寸减小到3和1μm,形成了细小、均匀的α(Mg)等轴晶组织,Mg2Si颗粒呈细小、弥散分布;合金的力学性能随往复挤压道次的增加而显著提高。

铸态Mg-4Al-2Si合金的显微组织与力学性能

采用重力铸造法制备Mg-4Al-2Si(AS42)镁合金,研究了铸态合金的显微组织和室温力学性能。结果表明:铸态AS42合金主要由α-Mg基体、β-Mg17Al12相及Mg2Si相组成;β-Mg17Al12相呈网状和棒状分布于晶界上,粗大的汉字状Mg2Si相沿晶界或穿晶分布,多边形块状Mg2Si相随机分布于基体组织中。铸态合金的硬度为64.5 HV,室温抗拉强度为113.5 MPa,屈服强度为86 MPa,伸长率为4.1%;拉伸断裂形式为准解理脆性断裂。

Al3Ti4B中间合金对Mg-7Al-0.4Zn-0.2Mn合金显微组织和性能的影响

研究了Al3Ti4B中间合金对 Mg 7Al 0.4Zn 0.2Mn合金的显微组织、力学性能及耐腐蚀性能的影响。结果表明: 当Al3Ti4B加入量小于0.3%(质量分数)时, 合金的平均晶粒尺寸显著减小; 当 Al3Ti4B加入量为0.3%时, 合金组织显著细化, 平均晶粒尺寸由未变质合金的 135μm细化到 30μm, 合金拉伸力学性能和耐腐蚀性能最好; 当加入量超过0.3%时, 晶粒粗化; 具有密排六方结构的高熔点化合物 TiB2 (θm =2 980 ℃)和 AlB2(θm=980℃)均可作为α Mg的异质核心, 大量异质结晶核心的存在是导致α Mg晶粒细化的主要原因。

热处理工艺对Mg-8Zn-4Al-0·25Mn镁合金组织和性能的影响

研究固溶和时效处理对Mg-8Zn-4A l-0.25Mn合金组织和性能的影响。结果表明,试验合金经345℃固溶12 h水冷后,合金组织中的Mg32(A l,Zn)49和A l2Mg5Zn2相三元化合物数量急剧减小,并且原有连续网状Mg32(A l,Zn)49相变为断续网状,颗粒状Mg32(A l,Zn)49相和小块状A l2Mg5Zn2相变得更加圆整和细小。同时,合金的显微硬度随固溶时间增加而逐渐降低。经180℃时效处理后,析出大量弥散分布的细小Mg-Zn-A l三元颗粒状析出物,并且随着时效时间延长,合金的显微硬度逐渐增加,在12 h时达到最大值。

热处理对往复挤压态Mg-4Al-2Si合金组织和性能的影响

研究了往复挤压态Mg-4A l-2Si合金经固溶处理及固溶+时效处理后的组织与性能。结果表明,固溶处理后合金的硬度、抗拉强度与屈服强度均降低,伸长率出现最大值;经固溶+时效处理后合金的晶粒明显长大,硬度、抗拉强度及塑性降低,屈服强度降低显著。合金挤压态与往复挤压后固溶处理态的断裂形式为韧性断裂;挤压态合金经过固溶+时效处理后的断裂形式为脆性准解理断裂。

Mg-16Al-12Zn-4Si-xCa-ySb合金的显微组织与力学性能

采用重力铸造法制备了Mg-16Al-12Zn-4Si-x Ca-y Sb合金,研究了Ca和Sb添加对合金组织及力学性能的影响。结果表明,未添加Ca、Sb时,合金主要由α-Mg基体、β-Mg17Al12、Mg2Si及Mg Zn2四相组成;添加微量Ca、Sb后,出现了Mg3Sb2和CaSi2新相,初生Mg2Si相由粗大的骨骼状转变为多边形块状;随Ca含量的增加,合金的抗拉强度先提高后降低。合金断裂形式为准解理脆性断裂。

往复挤压Mg-4Al-2Si镁合金的晶粒细化

研究往复挤压Mg-4Al-2Si(AS42)合金的显微组织和晶粒细化机制。结果表明:挤压过程中发生受位错攀移控制的动态再结晶,随挤压道次的增加,合金的晶粒尺寸迅速减小;对合金挤压8道次后,得到晶粒细小、均匀分布的等轴晶组织,晶粒尺寸由铸态的45μm减小至1.5μm,此时,合金组织的细化趋于稳定,达到细化极限;晶粒细化机制是在往复挤压过程中通过累积动态再结晶,使再结晶得以彻底完成;增加位错密度和加剧晶界畸变使再结晶形核数目增多;大量挤压破碎、均匀分布的Mg2Si第二相颗粒成为再结晶形核核心,从而使晶粒得以细化;往复挤压11道次时,由于挤压温度过高,导致晶粒发生异常长大,最大尺寸约为10μm。本试验条件下晶粒发生异常长大的温度阀值约为400℃。

Al-Nb-B中间合金对Al-12Si-4Cu-2Ni-1Mg合金组织及性能的影响

采用原位生成法制备了Al-Nb-B中间合金,主要研究了Al-Nb-B中间合金的组织,以及Al-Nb-B中间合金对Al-12Si-4Cu-2Ni-1Mg合金的组织和室温拉伸性能的影响。结果表明,Al-Nb-B中间合金主要含有NbB2、Al3Nb两种颗粒。Al-Nb-B中间合金可以细化Al-12Si-4Cu-2Ni-1Mg合金中的α-Al晶粒,并减小二次枝晶间距,进而提高合金的室温拉伸性能。当Al-Nb-B中间合金添加量为2.5wt%时,α-Al晶粒平均尺寸为128.4μm,二次枝晶间距为11.67μm,相较于基体合金分别减小21.5%和32.3%。随着Al-Nb-B中间合金添加量的增加,Al-Si合金的抗拉强度呈逐渐上升的趋势,当Al-Nb-B中间合金添加量为2.5wt%时,Al-12Si-4Cu-2Ni-1Mg合金的抗拉强度为237 MPa,相较于基体合金增加10.7%。通过断口形貌分析可知,Al-Si合金断裂方式为脆性断裂,断裂机理为解理断裂。