Mg-6Gd-3Y-2Zn-0.5Zr镁合金的组织和性能

设计了新型Mg-6Gd-3Y-2Zn-0.5Zr镁合金,并用光学显微镜、扫描电镜及拉伸试验机对合金铸态、均匀化态及挤压态的显微组织特征和力学性能进行了研究。结果表明,铸态Mg-6Gd-3Y-2Zn-0.5Zr合金组织主要由α-Mg基体和沿晶界分布的块状长周期堆垛有序结构相组成,均匀化处理(450℃×16h)促使细小层片状的长周期堆垛有序结构相由晶界向晶内生长。挤压态Mg-6Gd-3Y-2Zn-0.5Zr合金在200℃下时效处理,无明显时效硬化现象,但挤压态合金具有优良的强韧性能,室温抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为335MPa、276MPa和17%。     

Mg-13Gd-4Y-2Zn-0.5Zr镁合金组织与性能研究

对不同热处理状态(铸态、变形态、T4态以及T6态)的Mg-13Gd-4Y-2Zn-0.5Zr稀土镁合金进行了拉伸、金相观察、扫描电镜以及力学性能测试分析。结果表明:合金主要由α-Mg、Mg_5(Y,Gd,Zn)以及Mg_(24)(Y,Gd,Zn)_5三相组成。经过T6处理后,合金比T4态以及变形态的强度有明显提高,伸长率也达到了6.9%。最佳热处理参数组合为T6处理(415℃×12 h+207℃×16 h)。     

Mg-6Zn-1.5Gd-0.4Zr合金的半固态等温热处理组织演变研究

研究了砂型铸造Mg-6Zn-1．5Gd-0．4Zr镁合金在半固态等温热处理过程中的组织演变,研究了等温时间、等温温度对组织形态的影响,并对组织演变机理进行了简单探讨。研究结果表明：540℃等温过程中,晶界处的共晶组织先发生熔解;随着等温时间的加长,α相（Mg）熔化分离,并在等温处理过程中由块状向球状转变;25min时,转变为粒径40-60μm的均匀球状组织;等温时间过长时,球状晶粒发生合并长大;合金等温温度越高,组织的球化进程就越快,异形长大后,晶粒越粗大。     

固溶温度对Mg-2Nd-2Gd-0.3Sr-0.2Zn-0.4Zr镁合金腐蚀性能的影响

利用扫描电镜、能谱仪、X射线衍射仪分析了不同固溶处理温度下Mg-2Nd-2Gd-0.3Sr-0.2Zn-0.4Zr镁合金的显微结构,采用析氢和质量损失法测试了合金在模拟体液中的腐蚀性能。结果表明,随着固溶温度的升高,合金中共晶相含量减少,且由相对连续分布转变为不连续性分布,晶粒有所长大,晶粒内部针状析出相增多;合金在模拟体液中的腐蚀速率顺序为540℃495℃525℃510℃,并呈均匀腐蚀,表明当合金中共晶相连续分布时,耐蚀性能较好,当共晶相不连续分布时,共晶相含量越少合金的耐蚀性越好,且其含量和分布对合金腐蚀方式没有明显影响,而晶粒内富Zr析出相增加了合金局部腐蚀倾向性。     

Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr合金材料喷丸强化工艺及摩擦磨损性能研究

目的 提高Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr合金的耐磨性能。方法 通过喷丸强化工艺对Mg-9Gd-3.5Y-2Zn- 0.5Zr合金表面进行处理,在合金表面制备出纳米强化层,随后进行干滑动摩擦磨损试验,探究其喷丸强化后耐磨性能的改变。利用OM、SEM研究合金表层至内部晶粒尺寸及组织特征的变化。利用电子天平秤测量摩擦磨损试验前后质量的损失量。利用维氏显微硬度计测量合金强化层深度方向的硬度分布。利用SEM研究了合金摩擦磨损后的形貌特征,探究其磨损机制。结果 对Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr合金进行表面喷丸处理后,表面分别出现了200~370 μm厚的晶粒细化层,其中喷丸气压为0.4 MPa、时间为40 s的试样的细晶强化层厚约为250 μm,硬度约为155HV,较原始试样提高了50%左右。结论 经喷丸强化后,镁合金表面发生塑性变形,获得纳米晶。晶粒尺寸从表层到内部逐渐变大,呈现梯度变化,喷丸处理后试样磨损质量普遍降低,耐磨性能得到提高,其中气压为0.4 MPa、喷丸时间为40 s的试样的耐磨性最好。铸态试样的摩擦磨损中,磨粒磨损和黏着磨损发挥主要作用,喷丸强化工艺后,磨损机制发生改变,喷丸时间为60 s时,氧化磨损起主导作用。另外,随着喷丸气压的增大,疲劳磨损由辅助作用逐渐变为主导作用。     

Mg-5.5Zn-2Gd-0.6Zr铸造镁合金的蠕变机制

在ZM-1(Mg-5Zn-0.6Zr)合金的基础上,适量增加Zn的含量并加入重稀土元素Gd,设计了Mg-5.5Zn-2Gd-0.6Zr实验合金。采用砂型铸造工艺制备实验合金试样,在不同温度和应力条件下对该实验合金和ZM-1合金的蠕变曲线进行了测试。结果表明:在相同条件下,Mg-5.5Zn-2Gd-0.6Zr实验合金的稳态蠕变速率较ZM-1合金的降低了一个数量级;当施加应力为40 MPa时,实验合金的蠕变激活能Q200-250℃=142.0 kJ/mol,接近镁的自扩散激活能,蠕变受位错攀移控制,而ZM-1合金在相同应力下蠕变激活能Q200-250℃=88.5 kJ/mol,接近镁的晶界扩散激活能,蠕变受晶界滑移控制。合金在200℃条件下的应力指数n=4.21,而ZM-1合金的应力指数n=2.21。因此,认为加入重稀土元素Gd后实验合金的蠕变机制发生改变,200℃时的蠕变机制为位错攀移机制。     

热处理工艺对Mg-6Zn-2Sm-0.4Zr镁合金显微组织和力学性能的影响

通过在Mg-6Zn合金中添加0.4%Zr和2%Sm(质量分数)制备出一种新型Mg-6Zn-2Sm-0.4Zr合金;利用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)及能谱仪(EDS)、X射线衍射仪(XRD)、显微硬度及力学性能测试研究铸造Mg-6Zn-2Sm-0.4Zr合金在铸态、固溶、时效处理下的显微组织和力学性能的变化。结果表明:合金铸态组织主要由基体α-Mg、晶界处呈连续或半连续分布的(α-Mg+Mg_2Zn_3+Mg_(41)Sm_5)共晶和晶内孤立的点状相组成。合金在440和450℃固溶12~36 h时间范围内,随着时间和温度的增加,固溶效果逐渐增强。当在450℃固溶28 h时获得了较好的显微组织,抗拉强度为230 MPa,伸长率为9.58%。随后经200℃时效6~48 h后,合金的力学性能明显提高,时效强化效应随时间的延长呈先增加后减小的趋势,其中时效12 h时同时出现了抗拉强度和伸长率的峰值258 MPa和14.43%,比铸态的分别提高44 MPa和90.80%。     

Mg-1.4Gd-1.2Y-0.4Zn-0.1Zr合金挤压板材的组织与力学性能

制备了Mg-1.4Gd-1.2Y-0.4Zn-0.1Zr(at％)合金挤压板材,并进行了时效处理.采用XRD、OM、SEM和TEM分析了不同状态合金的相组成和微观组织,并测试了其室温硬度和拉伸力学性能.结果 表明,铸态组织由α-Mg基体、Mg3(RE,Zn)共晶相、长周期堆垛有序(LPSO)结构以及Mg-RE颗粒组成....     

Mg-13Gd-4Y-2Zn-0.5Zr镁合金减振性能的研究

采用TA Q800 DMA对Mg-13Gd-4Y-2Zn-0.5Zr镁合金进行阻尼性能测试,并通过阻尼-应变、应力-应变曲线的拟合公式计算出减振系数。结果表明:不同热处理工艺对合金的减振性能有一定的影响。热变形、热处理对合金内的析出相有调控作用,进而影响合金的阻尼性能。高应变区域,变形+T6态合金内的析出相最小,数量最多,其阻尼性能最差。合金的屈服强度对减振系数有较大影响,变形+T6态合金的减振系数较高,变形态次之,铸态合金的最小。     

稀土Y对Mg-2Nd-0.5Zn-0.4Zr镁合金生物腐蚀性能的影响

采用扫描电镜(SEM)、X射线衍射(XRD)、透射电镜(TEM)研究稀土Y对Mg-2Nd-0.5Zn-0.4Zr生物镁合金显微组织的影响,通过析氢、质量损失测试及电化学方法研究Mg-2Nd-0.5Zn-0.4Zr镁合金在模拟体液(SBF)中的生物腐蚀性能。结果表明:稀土Y的添加使得镁合金中析出相由连续分布变为断续状,分布趋于均匀,出现新的片状析出相Mg24Y5。稀土Y能使镁合金的耐生物腐蚀性能得到提高。添加1%的Y时,镁合金腐蚀速度最低为1.051 mm/a,仅为基础合金的40.81%。     

Mg-10Y-4Gd-1.5Zn-0.4Zr合金的摩擦磨损行为（英文）

采用球平面滑动摩擦试验机研究Mg-10Y-4Gd-1.5Zn-0.4Zr合金的摩擦磨损行为,对磨副选用AISI 52100型轴承钢球。研究在摩擦距离(400 m)不变的条件下,载荷(3~25 N)、摩擦速度(0.03~0.3 m/s)及摩擦温度(25~200°C)对磨损率的影响。通过SEM和EDS分析合金试样的磨损表面和磨屑形貌,并在相同的摩擦磨损条件下,选用一种过共晶Al-Si合金进行对比性的摩擦磨损实验。结果表明:铸态和T6态Mg-10Y-4Gd-1.5Zn-0.4Zr合金的磨损率低于T6态过共晶AC9B铝合金的磨损率。T6态Mg-10Y-4Gd-1.5Zn-0.4Zr合金的主要磨损机制是粘着磨损,高载荷(10~25 N)条件下趋于粘着磨损和塑性变形混合磨损机制;高摩擦速度(0.12~0.3 m/s)条件下趋于粘着磨损和塑性变形,并伴有剥层磨损和氧化磨损;高温(100~200°C)条件下趋于氧化磨损和粘着磨损混合磨损机制。Mg-10Y-4Gd-1.5Zn-0.4Zr合金中Mg_(12)Y_1Zn_1相的数量及稳定性直接影响合金的磨损率。     

Mg-2.6Sm-1.3Gd-0.6Zn-0.5Zr镁合金显微组织和力学性能研究

研究了不同固溶处理工艺对Mg-2.6Sm-1.3Gd-0.6Zn-0.5Zr合金显微组织和力学性能的影响。合金的铸态显微组织主要由α-Mg和(Mg,Zn)3(Sm,Gd)1共晶相组成。510℃,4 h为最佳固溶处理条件,晶界附近的共晶相几乎全部溶于镁基体中,合金固溶态的室温抗拉强度为246 MPa,延伸率为11.3%。合金200℃时效析出序列为Mgssss→β’’(D019)→β’(bct)→β(fcc),峰时效态合金的屈服强度和抗拉强度达到185 MPa和282 MPa,延伸率为6.1%。     

真空压铸Mg-6Gd-3Y-0.5Zr镁合金的组织与性能

采用真空压铸工艺制备GW63K合金,研究压射速度和真空度对组织及性能的影响。采用光学显微镜、SEM及EDX对组织进行观察。研究GW63K的热处理工艺。结果表明：铸态GW63K合金由α-Mg基体和Mg24（Gd,Y）5第二相组成,且随着压射速度的增加,合金的屈服强度没有大的变化,但是伸长率先增加后减小;真空辅助能够减少气孔的大小及含量。在475℃固溶2 h,然后在200℃下时效80 h,GW63K合金的抗拉强度和伸长率分别达到308 MPa和9.45%。首次发现预初晶（ESCs）的存在对压铸GW63K合金热处理性能有巨大影响,预初晶（ESCs）的存在严重降低热处理后合金的性能。     

新型铸造镁合金Mg-3.0Nd-1.5Gd-0.25Zn-0.5Zr的组织和力学性能

研究了新型铸造镁合金Mg-3.0Nd-1.5Gd-0.25Zn-0.45Zr的组织和力学性能。研究表明,试验合金的铸态组织为近等轴晶,主要由α-Mg基体和晶界处的(α-Mg+Mg12Nd)共晶组成。试验确定了固溶试验合金的较优时效处理工艺。试验合金经T6热处理后,室温屈服强度较ZM6合金显著提高。同时,试验合金的高温瞬时抗拉强度、屈服强度以及抗蠕变性能均显著优于ZM6合金。     

熔体处理对Mg-6Gd-3Y-0.4Zr-2Zn镁合金组织的影响

通过重力铸造法制备了Mg-6Gd-3Y-0.4Zr-2Zn合金熔体,采用机械振动、机械搅拌、超声波不同方式对合金熔体进行了处理。研究了熔体处理对Mg-6Gd-3Y-0.4Zr-2Zn合金微观组织的影响。结果表明:不同方式处理的合金熔体,合金晶粒都得到了细化,第二相分布弥散。超声波处理后铸造缺陷消失。     

Mg-13Gd-4Y-2Zn-0.5Zr稀土镁合金的电磁屏蔽性能研究

采用DR-S02平面材料屏蔽效能测试仪、SCT-255智能测试仪、光学显微镜等方法研究了挤压变形和热处理对Mg-13Gd-4Y-2Zn-0.5Zr稀土镁合金电磁屏蔽性能的影响。结果表明:经过挤压变形,该镁合金的电磁屏蔽性能在频段1200~1500 MHz内提高,挤压态合金再分别经T5、T6热处理后,其电磁屏蔽性能均得到进一步加强。     

固溶时效对Mg-2Y-1Zn-0.4Zr生物镁合金组织和力学性能的影响

采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEMEDS)、X-射线衍射仪(XRD)及万能力学试验机等研究了固溶时效对Mg-2Y-1Zn-0.4Zr合金微观组织和力学性能的影响。结果表明:铸态Mg-2Y-1Zn-0.4Zr合金主要由α-Mg基体和沿晶界呈半连续状分布的Mg3YZn6准晶相组成;经固溶时效处理后,大部分第二相以细小的颗粒状均匀分布在基体和晶界处,同时生成部分的孪晶;T6处理后合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为258 MPa、144 MPa和15%,相比于铸态分别提高了6.6%、6.7%和8.4%。     

Mg-6Y-7RE-0.4Zr镁合金的显微组织和力学性能

利用光学显微镜、扫描电镜、X射线衍射、拉伸试验等方法,研究了固溶处理和挤压对Mg-6Y-7RE-0.4Zr合金显微组织和力学性能的影响,以及挤压后合金的高温力学性能。结果表明,铸态合金组织主要由α-Mg基体和Mg24Y5、Mg12RE相组成,经过固溶处理(500℃×8h)之后,Mg-Y相基本消失,Mg-RE相仍有部分存在于晶界处;室温条件下,挤压后合金塑性有了大幅度提高,抗拉强度由156MPa提高到260MPa,且出现了明显的屈服特征,屈服强度为220MPa,伸长率由0.5%提高到7.0%;高温条件下,低于250℃时挤压态合金仍保持与室温条件下相当的力学性能,300℃时强度有所降低,伸长率大幅度提高,σ=215MPa,σ=164MPa,δ=20.5%。     

挤压态Mg-2Zn-0.4Zr-0.6Ce生物镁合金组织与性能

利用OM、SEM、质量损失测试、电化学测试与拉伸试验研究了挤压温度对Mg-2Zn-0.4Zr-0.6Ce生物镁合金组织与性能的影响。结果表明,热挤压后合金发生动态再结晶,合金的组织均由细小的再结晶晶粒与原始晶粒组成。在470~510℃范围内随着挤压温度的升高,合金再结晶晶粒体积分数逐渐增大,晶粒尺寸变化不明显,合金的腐蚀速率与腐蚀电流密度Icorr先减小后增大,容抗弧半径先增大后减小。挤压温度为490℃时,合金的耐蚀性最好,腐蚀速率为0.9337 mm·a~(-1),腐蚀电流密度为4.67μA·cm~(-2)。由于细晶强化与位错强化作用,热挤压后合金的强度得到提高,随着挤压温度的升高,合金的抗拉强度和伸长率先增大后减小。挤压温度为490℃时,合金的综合力学性能最好,合金的抗拉强度与伸长率分别为259.1 MPa与14.1%。