热处理对Mg-8Gd-2.5Nd-0.5Zr合金组织和力学性能的影响

通过OM、XRD、TEM、SEM和电子拉力试验机等,研究了固溶和时效处理对Mg-8Gd-2.5Nd-0.5Zr(质量分数,%)合金显微组织和力学性能的影响。结果表明:合金铸态组织由α-Mg基体和含Mg5Gd相、Mg12Nd相的粗大枝晶组成,经过热处理后,合金中方块状颗粒相明显增多,且分布在晶界处;固溶时效态合金析出的纳米尺寸方块相可有效强化合金。时效态合金中β'析出相形态类似多个纺锤形相连接而成,相互之间的夹角呈120°,且具有周期结构。铸态、固溶态和时效态合金在不同状态下的室温拉伸强度分别为:189.3、201.4和251.1MPa。

变形条件对Mg-Gd-Y-Nd-Zr合金动态力学行为的影响

采用金相观察、扫描电子显微镜、能谱分析、显微硬度计及分离式霍普金森压杆等手段,研究了峰值时效挤压态Mg-8Gd-3Y-0.5Nd-0.5Zr合金在变形温度及应变速率下的动态冲击力学变形行为。结果表明:合金在220℃/14 h到达峰值时效,其硬度约为143.2 HV,提升了55%左右。在不同的变形温度下均表现出优异的抗冲击性能,在室温及应变速率为3000 s^(-1)条件下合金抗压强度可高达682 MPa;在100℃及应变速率为1500 s^(-1)条件下抗压强度为635 MPa;在400℃及应变速率为3000 s^(-1)条件下抗压强度为583 MPa。合金在不同温度下优异的抗冲击性能主要得益于时效强化相、稳定存在的块状富稀土粒子以及冲击过程中在晶界形成的动态析出相协同强化机制。随着应变速率和变形温度的增大,合金热软化效应增强,合金力学性能有所降低。

曲轴箱用Mg-7Gd-2.5Nd-0.8Sb-0.5Zr合金的组织和高温蠕变行为研究

通过OM、XRD、TEM、SEM和蠕变试验,研究了时效态Mg-7Gd-2.5Nd-0.8Sb-0.5Zr(质量分数,%)合金的显微组织和高温蠕变行为。结果表明,时效态合金由α-Mg基体和方块相组成。方块相主要分布在晶界处,为富Gd化合物。在300℃、70 MPa条件下合金具有良好的蠕变性能,组织上没有网状析出相,滑移线较多,存在孪晶,有较高的位错密度,此时网状析出相已完全转变为颗粒相。

热处理过程中Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金的组织演变及性能

采用透射电镜、扫描电镜、能谱分析、X射线衍射及力学性能等测试手段,研究热处理工艺对水冷铸造的Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr(质量分数)合金显微组织、力学性能和耐腐蚀性能的影响。合金铸态显微组织由α-Mg、Mg(Gd,Y)相、富Zr小颗粒相和β-Mg_(24)Y_5网状共晶组成。在520℃固溶24 h后,合金中共晶相固溶进基体,固溶演变过程为α-Mg+β-Mg_(24)Y_5相+Mg(Gd,Y)→过饱和α-Mg固溶体+Mg(Gd,Y)相。225℃时效,合金的析出序列为Mg(S.S.S.S)→β″(DO19)→β′(CBCO)→β_1(FCC)→β(FCC),时效24 h达到峰时效态,合金的室温抗拉强度达到231MPa,伸长率为3.4%。时效处理能提高合金耐腐蚀性能,225℃时效72 h时合金析出稳定β(FCC)相,平均析氢速率最小,为0.22 mL/(cm^2·h),合金的耐腐蚀性能最强。

蠕变时效对Mg-8.8Gd-3.4Y-1.5Nd-0.5Zr合金力学性能和微观组织的影响

采用蠕变时效实验、维氏硬度、透射电子显微镜(TEM)和拉伸性能测试等手段研究蠕变时效在相同时间下对Mg-8.8Gd-3.4Y-1.5Nd-0.5Zr合金力学性能和显微组织影响。研究结果表明:Mg-8.8Gd-3.4Y-1.5Nd-0.5Zr合金蠕变时效时的稳态蠕变速率随着蠕变应力的增加与温度的升高而增大;蠕变时效能够细化析出相尺寸,加快合金时效析出相析出速率,从而缩短到达峰值时效的时间;外加应力会使合金β′相产生应力位向效应,导致合金形成β′相与β′e交错排列的链状析出相,应力位向效应对合金的力学性能产生不利影响。

Mg-8Gd-0.5Zr合金热压缩过程中动态再结晶行为

将Mg-8Gd-0.5Zr合金在350~500℃、应变速率为0.002~1s^-1范围内进行热压缩实验,研究合金的流变应力行为,观察热压缩后的组织,分析动态再结晶晶粒尺寸和温度的关系,并利用加工硬化率的方法计算合金的再结晶临界应变(εc)。结果表明:Mg-8Gd-0.5Zr合金热压缩流变曲线符合动态再结晶的特征,随着温度升高或者应变速率的减小,峰值应力下降,且峰值应力对应的峰值应变(εp)也降低。在350~450℃范围内,再结晶晶粒细小,且其随温度升高增长较慢;而温度在450~500℃范围内,再结晶晶粒尺寸迅速长大至约25μm。根据加工硬化率的计算及组织分析,发现动态再结晶先于峰值应变发生,峰值应变和临界应变的关系为εc=0.442εp,同时构建了再结晶的临界模型。

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。

固溶处理对Mg-4Y-2.5Nd-1.0Gd-0.5Zr合金组织与力学性能的影响

采用显微组织观察、拉伸性能测试、断口形貌观察等方法研究了540℃不同保温时间的固溶处理对Mg-4Y-2.5Nd-1.0Gd-0.5Zr合金组织和力学性能的影响。结果表明:铸态试验合金组织主要由α-Mg基体、短条状的Mg-Y-Nd相及少量颗粒状的Mg_(24)Y_(5)相组成。经540℃×4 h固溶处理的试验合金,晶界处的Mg-Y-Nd相基本溶入基体,晶内Mg_(24)Y_(5)相也明显减少。随着固溶时间再继续延长,第二相无明显变化。随着固溶时间的延长,合金的抗拉强度和伸长率均先升高后降低,经540℃×4 h固溶合金的抗拉强度和伸长率均达到最大值。540℃×4 h为Mg-4Y-2.5Nd-1.0Gd-0.5Zr合金的最佳固溶工艺。

挤压变形对Mg-2.5Nd-0.5Zn-0.5Zr合金微观组织和力学性能的影响

采用扫描电镜、透射电镜、X射线衍射和拉伸试验等技术,研究了不同挤压比制备出的Mg-2.5Nd-0.5Zn-0.5Zr合金的微观组织和力学性能。结果表明,初始材料为近似等轴晶粒,平均晶粒尺寸约为23.8μm,沿晶界析出大量离异的共晶Mg;Nd相,在晶界处共晶相呈连续网状分布。挤压之后合金组织明显细化,E1(挤压比为7.65)和E2(挤压比为12.56)合金平均晶粒尺寸分别为8.1和6.3μm,力学性能显著提高,E1合金沿挤压方向的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为231 MPa、152 MPa和18.9%;E2合金沿挤压方向的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为257 MPa、213 MPa和22.4%。E2合金板材的各向异性指数与E1合金相比明显降低,结果表明增大挤压比可以有效缓解Mg-2.5Nd-0.5Zn-0.5Zr合金板材的各向异性。

初始组织对Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金蠕变性能的影响

对不同初始组织形态(铸态、固溶处理态、T6处理态及挤压态)的Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金在200℃/70 MPa条件下进行100 h蠕变实验,探讨晶粒尺寸、铸态合金中初始第二相、时效析出相(β′相)对合金蠕变性能和蠕变机理的影响。结果表明:在相同蠕变条件下,时效态合金具有最佳的抗蠕变性能,挤压态合金的抗蠕变性能最低,在稳态蠕变阶段固溶态合金的蠕变性能稍高于铸态合金;晶粒尺寸细小是导致挤压态合金抗蠕变性能较低的主要因素;虽然在蠕变初期,铸态合金中初始第二相起到了蠕变强化作用,但晶内析出的大量与基体完全共格的β′相则是时效态合金以及固溶态合金具有较好抗蠕变性能的主要原因。

Mg-8Gd-(0,3)Sm-0.5Zr合金的动态再结晶生长动力学

利用铸造法制备了Mg-8Gd-(0,3)Sm-0.5Zr合金,并进行了525℃均匀化处理8 h,随后在温度为350~500℃及应变速率为0.002~1 s^(-1)的条件下进行热压缩试验,绘制并分析合金热压缩后的真应力-真应变曲线,构建其动态再结晶生长动力学双参数模型,并分析了合金生长动力学曲线特点及显微组织特征。结果表明:两种合金在热压缩时均发生了动态再结晶,通过双参数模型绘制动态再结晶动力学曲线,发现在高温低应变速率热压缩时,在真应变约0.2时,合金的动态再结晶的体积分数迅速增加至90%以上。对比分析Sm元素添加后的动态再结晶动力学曲线,发现Sm元素促进动态再结晶的进行,尤其在高温低应变速率热压缩时,在变形初期Sm的促进作用更明显。

织构对Mg-Gd-Y-Nd-Zr合金疲劳性能的影响

本文以不同织构的Mg-6Gd-2.5Y-1Nd-0.5Zr合金为对象,研究了织构对疲劳性能的影响。通过扫描电镜表征了疲劳后试样的断口形貌,在金相显微镜下表征了表面裂纹的扩展路径,并对比不同织构合金的疲劳后试样的形貌差异。结果表明,在形成基面织构后,合金的平均晶界取向差从62.32˚降低到44.01˚,平均施密特因子从0.381降低到0.278,组织均匀性得到提升。晶粒内的位错滑移得到抑制,这使得合金的裂纹萌生寿命和裂纹扩展寿命均得到延长,从而提高了合金的疲劳性能。

脉冲磁场对Mg-4Y-2.5Nd-0.5Gd-0.5Zr合金凝固组织和力学性能的影响

以Mg-4Y-2.5Nd-0.5Gd-0.5Zr镁合金为对象,采用OM、SEM、XRD、EDS及万能拉伸试验机等手段,研究了不同脉冲磁场工艺参数对该合金凝固组织和力学性能的影响。结果表明,脉冲磁场能有效改善Mg-4Y-2.5Nd-0.5Gd-0.5Zr合金的凝固组织并提高其力学性能。在0~300 V、0~10 Hz、200~600℃内,Mg-4Y-2.5Nd-0.5Gd-0.5Zr合金的晶粒尺寸随着脉冲电压的增大逐渐减小,随着脉冲频率和模具温度的增加先减小后增大,而合金的抗拉强度和伸长率随着脉冲电压的增加逐渐提高,随着脉冲频率和模具温度的增加先提高后降低。在脉冲电压为300 V、脉冲频率为5 Hz、模具温度为400℃时,合金的晶粒尺寸达到最小值,为41.66μm,相比未处理的合金细化了18.82%。同时,合金的抗拉强度和伸长率都达到最大值,分别为184.88 MPa和4.67%,相比未处理的合金分别提高了10.2%和45.94%。Mg-4Y-2.5Nd-0.5Gd-0.5Zr合金的最佳脉冲磁场处理工艺:脉冲电压为300 V、脉冲频率为5 Hz、模具温度为400℃。

热处理对Mg-10Gd-2.5Nd-0.5Zr合金组织和耐蚀性能的影响

通过OM,XRD,TEM和SEM等手段研究了热处理前后Mg-10Gd-2.5Nd-0.5Zr(质量分数,%)合金的显微组织形貌,并在3.5%(质量分数)Na Cl溶液中进行了0~96 h的失重腐蚀实验。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相经溶解再析出过程,由断续网状转变为方块颗粒状;在3.5%Na Cl溶液中,经热处理后,合金的耐蚀性能明显提高,其平均腐蚀速率由铸态时的0.74 mg·cm^(-2)·d^(-1),降低到固溶态时的0.41 mg·cm^(-2)·d^(-1)和时效态时的0.35 mg·cm^(-2)·d^(-1),且腐蚀产物以Mg(OH)2为主。

热处理对Mg-7Gd-2.5Nd-0.5Zr合金组织和力学性能的影响

通过金相显微镜、扫描电镜、透射电镜以及万能拉力试验机等,研究了Mg-7Gd-2.5Nd-0.5Zr（%,质量分数,下同）合金在固溶＋人工时效情况下,显微组织和力学性能的变化。结果表明,铸态合金组织由α-Mg基体和粗大共晶相（α-Mg＋Mg5Gd＋Mg12Nd）组成,热处理后,合金组织中的颗粒方块相显著增多且长大,沿着晶界分布;合金组织析出的纳米尺寸颗粒方块相可有效强化合金性能。时效态合金的β＇相形态类似纺锤形,彼此相互连接,夹角为120°,且有周期性。不同状态合金的室温抗拉强度分别为：铸态177.9 MPa、固溶态191.4 MPa和时效态247.1 MPa。

Mg-8Gd-1Er-0.5Zr合金多向锻造工艺及锻后组织与力学性能研究

为改善和提高Mg-8Gd-1Er-0. 5Zr合金的组织和力学性能,采用不同锻造温度和累积应变量对Mg-8Gd-1Er-0. 5Zr合金进行了等温多向锻造实验,并测试和分析了合金的组织和力学性能。实验结果表明:在实验温度范围内,随着锻造温度的升高,Mg-8Gd-1Er-0. 5Zr合金的可锻性逐步提高;在420℃锻造时,锻造初期产生大量的孪晶以协调变形,随着锻造温度升高至480℃,孪晶数量减少,再结晶晶粒数量增加,且平均晶粒尺寸有一定的增大;在累积应变量Δε=0. 66时,与420℃锻造时相比,450℃锻造后的试样强度略有降低,但伸长率明显增加,其抗拉强度、屈服强度、伸长率分别为295 MPa、252 MPa、13. 8%,但当锻造温度提高到480℃时,强度下降;当锻造温度一定时,随着累积应变量的增加,合金内部组织经历了从原始粗晶到混晶组织、再到由再结晶晶粒组成的细小均匀组织的演变,且合金在Δε=0. 66时的力学性能最佳。最终,确定了Mg-8Gd-1Er-0. 5Zr合金的锻造温度优选为450℃。

挤压态Mg-8Gd-1Er-0.5Zr合金的抗蠕变性能

研究了挤压态Mg-8Gd-1Er-0.5Zr合金在不同温度(150～200℃)和应力(50～70MPa)条件下100h的蠕变行为。利用OM、TEM等手段观察了蠕变过程中的组织演变规律,并对蠕变机理进行了分析。结果表明,在本实验条件下,合金表现出优异的抗蠕变性能,所有的蠕变曲线均呈现出减速蠕变和稳态蠕变两个阶段;在150℃/50 MPa时稳态蠕变速率仅为6.48×10^(-11)s^(-1),蠕变量为0.007%;在200℃/50 MPa时稳态蠕变速率为4.26×10^(-9) s^(-1),蠕变量为0.226%;温度较低时(150℃)主要为扩散蠕变控制机制,温度较高时(175,200℃)蠕变机制以位错蠕变为主。蠕变过程中晶内析出的β′相与镁基体具有一定的位相关系:(020)β′//[10 10]Mg,[001]β′//[0001]Mg,阻碍位错运动,而晶界析出的β相可以钉扎晶界。二者协同作用,促进合金高温抗蠕变性能的提高。

Mg-8Gd-3Sm-0.5Zr合金热压缩失效分析

利用铸造法制备了Mg-8Gd-3Sm-0.5Zr合金,绘制了合金在350~500℃、应变速率为0.002~1 s^(-1)时热压缩后的真应力-真应变曲线,构建了热加工图,研究了热压缩工艺对合金组织的影响,分析了其热压缩失效的原因。结果表明:Mg-8Gd-3Sm-0.5Zr合金在热压缩变形时发生了动态再结晶,适宜的热压缩温度为400~500℃,应变速率为0.004~0.05 s^(-1)。Mg-8Gd-3Sm-0.5Zr合金热压缩失效的原因主要有3种:第一,热压缩温度偏低,应变速率高,造成变形不协调引起裂纹产生;第二,热压缩温度低、应变速率低,或者热压缩温度较高、应变速率也高造成晶界处细小动态再结晶晶粒呈链状分布引起变形不均匀造成失稳;第三,原始组织中粗大的化合物分布于晶界处,造成应力集中引起变形失稳。

热处理对Mg-8Gd-0.5Zr合金热压缩行为的影响

采用铸造法制备了Mg-8Gd-0.5Zr合金,对合金分别进行固溶处理（T4）及固溶＋时效处理（T6）,在应变速率0.002～0.1 s^-1、变形温度350～500℃、最大变形量50%条件下,对不同热处理后的合金进行热压缩变形实验,分析合金在不同变形条件下的真应力-真应变曲线、激活能及组织变化,研究热处理对热压缩行为的影响。结果表明：合金时效过程中析出β＇-Mg_5Gd相,使热变形过程中峰值应力升高,激活能增加,T6态合金变形激活能（221.605 k J/mol）高于T4态合金（202.986 kJ/mol）;在同样热压缩实验条件下,T6态合金热压缩过程中再结晶开始时间延迟,再结晶晶粒更细小,500℃热压缩后再结晶平均晶粒尺寸为15μm。

半连续铸造Mg-8Gd-3Y-0.5Zr合金的组织与性能

采用半连续铸造工艺制备了Mg-8Gd-3Y-0.5Zr（GW83）合金,研究了固溶时效态合金的室温、高温拉伸性能,以及在300℃时的压缩蠕变性能。结果表明,经过500℃固溶4h,225℃时效15h处理后,晶粒内部析出相均匀,合金表现出优异的室温力学性能,抗拉强度和伸长率分别达到364 MPa和5.8%。T6态合金的抗拉强度随使用温度提高而降低,温度高于200℃时,合金的强度下降显著。当使用温度为300℃时,抗拉强度降为219MPa,伸长率大幅提高到20.7%;在300℃时,应力在50~120 MPa之间,T6态合金具有优异的抗蠕变性能,蠕变应力指数为3.36,表明在相应温度和应力下,位错滑移为主要的蠕变机制。