Mg-5Gd-1Mn-0.3Sc合金铸态的显微组织及其异常热处理行为
热处理工艺对含微量Sc、Zr的Al—Mg合金力学性能及显微组织的影响
定 的成 形性 和 耐蚀 性 ， 强塑 性 配合 不 佳 的特 点也 限 但
１ 试
验
制 了 它 的发 展 【 ｌ ｌ 。近年 来 的研 究 表 明 ，ｃ是 到 目前 为止 Ｓ 所发 现 的对 铝 合金 最 为有 效 的合 金 化 元 素，微 量 Ｓ ｃ加 入 到 铝合 金 中 ， 显 著 提 高 合 金 的 强度 、 性 及 焊 接 性 可 塑
ＺＨＡＮＧ ｎ － ｏ ｇ ＹＩ Ｚｈ － ｎ Ｙｏ ｇ ｈ ｎ ， Ｎ ｉ ｍｉ
（ ｅ Ｔｈ Ｋ ｅ Ｌａ ｏ ａ ｏ ｙ ｆ ｙ ｂ ｒ ｔ ｒ ｏ Ｎｏ ｆｒ ｏ ｓ ｎ ｅ ｒ ｕ Ｍ ｅａ Ｍ ａ ｅ ｉｌ Ｓ ｉｎ ｅ ｎｄ ｔｌ ｔｒａｓ ｃｅ ｃ ａ Ｅｎｇｎ ｅ ｉ ｇ ｆ ｉ ｅ ｒｎ ｏ Ｍ ｉ ｓｒ ｏ Ｅｄｕ ａ ｏ ， ｎｉｔｙ ｆ ｃ ｔ ｎ ｉ
中 图分 类 号 ：Ｇ１６ Ｔ ６ 文 献标 识码 ： Ａ 文 章 编 号 ：０ ７ ７ ３ （ ０ ２） ９ ０ ２ － ３ １０ — ２ ５ ２ ０ ０ — ０ ０ ０
Ｔｈｅ ｈｌｌ ｎｃ ｅ ｔ ｒ ａ ｍ ｅ ｏ Ｔｅ ｓｌ ｏ ｒ ｙ ｎｄ Ｍ ｉ ｒ ｓｒ ｔ ｅ ｆｕｅ ｅ ｏｆ Ｈ ａ －ｔ ｅ ｔ ｎｔ ｎ ｎ ｉｅ Ｐｒ ｐｅ ｔ ａ ｃ ｏ ｔ ｕｃ ｕｒ ｏ Ｉ ｆ Ａ －Ｍ ｇ Ａ ｌｏ ｓ ｌ ｙ ｗｉｈ ｍ ｉｅ ｔ Ｌｉ ｔ ｄ Ｃｏ ｔ ｎｔ Ｓ 、 ｎ ｅ ｃ Ｚｒ
１ ℃ ３ ｈ ｈｅ ｔ ｅ ｔ ３０ ａｍ ｎ ．
Ｋｅ ｒ ｓ ｙ ｗｏ ｄ ：Ａｌ ｃ ａｌ ｙ ｃ Ｚ ；ｍ ｅ ｈ ｉａ ｒ ｐ ｒｙ —ｓ ｏ ；Ｓ ； ｒ ｌ ｃ ａ ｃ ｌ ｐ ｏ ｅ ｔ ；ｍｉ ｍ ｓｒ ｃ ｕ ｅ ｎ ｃ ｔｕ ｔ ｒ
《热挤压微合金化Mg-Zn-Y合金及其复合材料显微组织与力学性能研究》
《热挤压微合金化Mg-Zn-Y合金及其复合材料显微组织与力学性能研究》篇一一、引言随着现代工业的快速发展，轻质合金因其优良的物理性能和机械性能在航空、汽车等领域得到了广泛应用。
镁合金作为其中最具潜力的轻质结构材料之一，其性能的优化与提升一直是研究的热点。
微合金化及复合材料技术是提高镁合金性能的重要手段。
本文针对热挤压微合金化Mg-Zn-Y合金及其复合材料的显微组织和力学性能进行了深入研究，为优化镁合金的性能提供理论依据。
二、实验材料与方法1. 材料制备实验采用微合金化Mg-Zn-Y合金作为研究对象，通过熔炼、铸造、热挤压等工艺制备出复合材料。
2. 实验方法（1）显微组织观察：利用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）和透射电子显微镜（TEM）观察合金及复合材料的显微组织。
（2）力学性能测试：通过硬度测试、拉伸试验等手段测定合金及复合材料的力学性能。
（3）性能分析：结合显微组织观察和力学性能测试结果，分析微合金化及复合材料对镁合金性能的影响。
三、结果与讨论1. 显微组织观察结果（1）Mg-Zn-Y合金经过热挤压后，晶粒得到了显著细化，合金组织更加均匀。
（2）在合金中观察到第二相颗粒的析出，这些颗粒对合金的性能具有重要影响。
（3）复合材料的显微组织中，增强相与基体的界面结合良好，无明显的界面反应或缺陷。
2. 力学性能测试结果（1）热挤压后的Mg-Zn-Y合金具有较高的硬度，抗拉强度和延伸率也得到了显著提高。
（2）复合材料的力学性能优于未增强的Mg-Zn-Y合金，且增强相的类型和含量对力学性能具有显著影响。
3. 性能分析（1）微合金化元素Zn和Y的加入，以及热挤压工艺的应用，共同促进了晶粒细化，提高了合金的力学性能。
（2）第二相颗粒的析出对合金的强化作用主要表现为弥散强化和沉淀强化，提高了合金的硬度及抗拉强度。
（3）复合材料中增强相与基体的协同作用，使复合材料具有优异的力学性能。
增强相的类型、尺寸、分布等因素对复合材料的性能具有重要影响。
热处理工艺对Mg—Nd—Gd—Zn—Zr镁合金组织和性能的影响
热处理工艺对Mg—Nd—Gd—Zn—Zr镁合金组织和性能的影响摘要：本文主要就是对热处理工艺对于Mg-Nd-Gd-Zn-Zr镁合金组织和性能的影响进行了分析和研究，经过相关的实验结果可以发现，在采用了比较合适的热处理工艺之后，镁合金的显微组织得到了一定的细化，而且对于镁合金的力学性能也能够得到一定的改善。
关键词：Mg-Nd-Gd-Zn-Zr镁合金；热处理工艺；显微组织；力学性能在现在的材料研究过程当中，因为镁合金具有比较良好的性能，所以它已经成为了现在研究的一个热点。
在镁合金当中添加微量的稀土金属之后，就可以使得镁合金的高温抗蠕变的能力以及合金的力学性能得到一个比较明显的改善。
稀土元素可以使得镁合金的再结晶过程得到延缓以及使得镁合金的再结晶温度提高，而且稀土元素还能够析出比较稳定的弥散相离子，这样就可以使得镁合金的蠕变抗力以及高温强度都能够得到比较明显的提升。
在添加了适量的稀土元素之后，就可以使得合金的晶粒得到比较明显的细化，从而使得合金的蠕变抗力以及铸造的性能得到比较明显的改善。
现在已经制备了的稀土镁合金材料主要就有Mg-Ce、Mg-Th-Zr、Mg-Y-Nd等体系，本文在进行试验的时候，主要采用的稀土镁合金材料体系就是Mg-Nd-Gd-Zn-Zr，然后对热处理工艺对镁合金材料的组织以及性能的影响进行了分析和研究。
1.进行热处理工艺的实验过程在进行这个实验的时候，采用的材料主要就是Mg-Nd-Gd-Zn-Zr镁合金，而它们的化学成分的质量分数也是按照一定的比例来进行配置的。
在进行实验的时候，要先将镁合金的试样一共分成四组，然后来进行不同的处理。
第一组的镁合金试样为没有经过热处理工艺的铸态合金；而第二组的镁合金试样则是需要经过200℃2小时的热处理；第三组的镁合金试样则是需要经过530℃2小时的水淬在加上200℃2小时的热处理；第三组的镁合金试样则是需要经过530℃2小时的空冷在加上200℃2小时的热处理。
《热挤压微合金化Mg-Zn-Y合金及其复合材料显微组织与力学性能研究》
《热挤压微合金化Mg-Zn-Y合金及其复合材料显微组织与力学性能研究》一、引言随着现代工业的快速发展，轻质合金材料因其轻量化和高强度的特点在众多领域中得到了广泛的应用。
镁（Mg）合金作为轻质金属材料的重要代表，具有优良的机械性能和良好的可加工性。
本文着重研究了热挤压微合金化Mg-Zn-Y合金及其复合材料的显微组织和力学性能，以期为相关领域的研究和应用提供理论依据。
二、材料制备与实验方法本研究选用Mg-Zn-Y合金为基础材料，通过微合金化处理和热挤压工艺制备了试验样品。
首先，采用真空熔炼法将金属元素按一定比例混合，然后进行微合金化处理，接着通过热挤压工艺进行成型。
此外，还制备了不同配比的复合材料以研究其对性能的影响。
三、显微组织分析（一）金相显微镜观察通过金相显微镜观察了热挤压后合金的显微组织。
结果表明，微合金化处理和热挤压工艺能有效改善合金的显微组织，使晶粒更加均匀、细小。
此外，复合材料的加入进一步优化了显微组织。
（二）扫描电子显微镜（SEM）观察利用扫描电子显微镜对合金及复合材料的微观结构进行了深入观察。
SEM结果表明，合金中各元素分布均匀，无明显的偏析现象。
复合材料的加入使得界面结合更加紧密，提高了材料的整体性能。
四、力学性能研究（一）硬度测试通过硬度测试发现，微合金化处理和热挤压工艺显著提高了Mg-Zn-Y合金的硬度。
与未处理的合金相比，处理后的合金硬度提高了约XX%。
复合材料的加入进一步提高了硬度，其中某一种配比的复合材料使硬度提高了约XX%。
（二）拉伸性能测试拉伸性能测试结果显示，经过微合金化处理和热挤压工艺的合金具有较高的抗拉强度和延伸率。
与未处理的合金相比，处理后的合金抗拉强度提高了约XX%，延伸率提高了约XX%。
复合材料的加入进一步优化了拉伸性能，其中某一种配比的复合材料表现出最优的拉伸性能。
五、结论本研究通过热挤压微合金化处理制备了Mg-Zn-Y合金及其复合材料，并对其显微组织和力学性能进行了深入研究。
Mg-Al-Mn-Gd合金的高温压缩行为及其组织稳定性
Mg-Al-Mn-Gd合金的高温压缩行为及其组织稳定性汽车轻量化的提出为镁合金在汽车工业中的应用开辟了新的道路,镁合金是目前在工程应用中最轻的金属结构材料之一。
传统镁合金的成形方法为铸造成形,与之相比,塑性成形镁合金的晶粒尺寸细小、内部组织致密、成分均匀,因而具有更高的强度和更大的延伸率,具有更为广阔的应用空间。
由于镁合金的晶体结构多数为密排六方结构,基体中滑移系数量少,使得其在室温下塑性变形能力不理想,所以镁合金的塑性成形一般在高温下进行。
此外,在镁合金中添加稀土元素同样可以改善镁合金的塑性成形能力。
因而,研究稀土镁合金在高温下的塑性成形过程具有重要意义。
本文在AM50镁合金基础上添加稀土Gd元素形成Mg-Al-Mn-Gd系合金,在变形温度为200℃-400℃,应变速率为O.1s-1～5s-1条件下,采用Gleeble-1500D热/力模拟试验机对实验合金进行热压缩实验,以研究其流变行为；另外,在热处理温度为200℃、250℃、300℃,热处理时间为4h、8h、12h条件下对实验合金进行均匀化热处理,以研究其组织稳定性；并且采用X射线衍射分析仪(XRD)、激光显微镜、电化学分析仪等测试手段分析实验所得数据。
首先,分析Mg-Al-Mn-Gd系合金的高温塑性变形特点,即分析流变应力曲线和建立本构方程；其次,分析Mg-Al-Mn-Gd系合金热压缩变形条件对显微组织的影响以及实验合金的热压缩塑性变形机制；最后,分析稀土Gd元素对Mg-Al-Mn 系镁合金显微组织的影响,以及均匀化热处理温度和时间对Mg-Al-Mn-Gd系合金的显微组织和腐蚀性能的影响。
本论文主要结论如下：1、Mg-Al-Mn-Gd系合金的高温压缩真应力-真应变曲线呈现出明显的动态再结晶特征,在该过程中变形条件(应变速率、变形温度)对流变应力的影响具有规律性,即：当应变速率越大、变形温度越低时,其流变应力越大,对应的峰值应变也就越大,峰值出现较晚；相反,当应变速率越小、变形温度越高时,其流变应力越小,对应的峰值应变也就越小,峰值提前出现；经计算Mg-4Al-0.29Mn-0.97Gd稀土镁合金在本实验条件下的应力指数n=9.69271、热变形激活能Q=112.24KJ/mol,并且通过回归分析,建立了热压缩本构方程,其中Z参数与应变速率和变形温度有关。
铸态ZK51镁合金的显微组织及其阻尼行为
８ ３ ０
助
能
财
抖
２ｏ堡箜 ． ｏ 塑
铸 态 Ｚ １ 合 金 的显 微 组织及 其 阻 尼行 为 。 Ｋ５ 镁
林 琳， 王锦 程 ， 万迪 庆 ， 志刚 ， 根 仓 冯 杨
铸态 Ｚ １ Ｋ５ 镁合 金 阻 尼行 为进 行 了深 入 研 究 ， 填补 该 合 金阻 尼行 为 方 面研 究 的不 足 ， 为将 来 开发 Ｚ 系列 Ｋ 高 阻尼 、 高强 度镁合 金奠定 基础 。
等反应 ， 成的化 合 物 也不 溶 于镁 液 中， ｚ 的 损失 形 使 ｒ 增 ；ｔ ｂ ＂。因此 ， 了保 证 ｚ 在 合 金 中的含量 ， 炼时 ， １ ］ 为 ｒ 熔 坩 埚及熔 炼 工 具 要 与 熔 炼 ＡＺ系 列镁 合 金 的严 格 分 开， 同时控制 合 金温度 不超 过 ８０ 实 际添加 到合 金 ０ ℃， 中 Ｍｇ３ ％（ 量 分数 ） ｒ中 间合 金 的质 量为 理 论值 一０ 质 Ｚ 的 ４ 。表 １为合 金 化学 成 分 测试 结果 ， 倍 由表 １可 见 测量得 到 的合 金成分 与合金 名义成 分基 本一致 。
早在上个 世纪 ６ Ｏ年代美 国就成功 研制 了 Ｍｇ０７， ｒ 一． ｚ ２ ６ 实用型阻 尼合 金 ， 其强度 较纯镁 有很 大 的提高 ， 比阻 尼 系数可 达到 ６ 【 。但 由于 ＭｇＯ７， ｒ 金力学 性 Ｏ，５ ９ ］ ６ －． ｚ 合 ９ ６ 能的不足 ， 限制 了其 应 用 领域 。Ｚ ５ ］ Ｋ １合 金采 用 ｚ ｎ 作 为合 金化元 素 ， 以达 到 固溶 强化 和 时 效强 化 的双 重 作用 。多年 以来 ，Ｋ５ 镁 合 金 主要 应用 与航 空 、 天 Ｚ １ 航 以及军 事领域 ， 人们 对 其 力学 性 能进 行 了相 当深入 的
铸造镁合金强化机理及显微组织分析
铸造镁合金强化机理及显微组织分析摘要：镁合金由于其成型工艺的不同，可分为变形镁合金和铸造镁合金。
其中，时效时间对铸造镁合金力学性能、显微组织具有较大影响，本文主要分析铸造镁合金强化机理及时效时间对铸造镁合金显微组织的影响。
关键词：铸造强化机理显微组织1 前言：镁合金由于其成型工艺的不同，可分为变形镁合金和铸造镁合金。
其中，铸造镁合金主要应用于航空机匣壳体、汽车零件、机电壳罩等。
目前，国内常用的铸造镁合金材料按成分主要分为：镁-锌-锆系：ZM1、ZM2；镁-铝系：ZM5、ZM10；镁-稀土-锆系：ZM3、ZM4、ZM6。
但这类镁合金存在以下缺点：耐蚀性差，材料强度偏低，尤其是高温强度和抗蠕变性能差，且镁合金铸件容易形成缩松和热烈纹，铸件成品率较低，这些缺点限制了铸造镁合金在航空航天领域的应用。
国外在镁-稀土-锆系镁合金的基础上开发研究出了稀土镁合金，通过添加具有高扩散能力的Y、Gd等稀土元素，提高镁合金的再结晶温度，再通过其很好的时效以及析出作用产生对合金性能具有显著影响的弥散相。
稀土元素对镁合金具有固溶和沉淀强化的作用，通过加入稀土元素可显著改善合金的铸造性能和抗蠕变性能，提高镁合金的室温和高温强度，并且耐蚀性也的到了改善，因而广泛应用于航空航天领域。
本文主要通过不同时效时间的试验，分析时效时间对铸造镁合金显微组织的影响。
2 试验过程：研究材料：铸造镁合金；试样状态：铸造;时效处理采用箱式低温炉加热；试样显微组织观察采用金相显微镜:奥林巴斯GX71。
3 铸造镁合金强化机理：铸造稀土镁合金由于加入了Gd、Nd、Zr等稀土元素，可显著提高镁合金的强度、耐高温及耐蚀性能，对航空航天、军工产品、新能源汽车产业等轻量化行业的发展起到了极大的促进作用。
稀土镁合金中主要有Gd、Nd、Dy、Td、Sm、Ho等强化稀土元素，其中以Gd、Nd、Y、Sm等元素应用较多。
一般，稀土镁合金主要分为Mg-Nd-Zn-Zr、Mg-RE-Zn-Zr、Mg-RE-Al、Mg-Y-Zn-Zr等类别。
大尺寸Al-6Mg-0.3(Sc,Zr)合金铸锭铸态和均匀化态微观组织对比
大尺寸Al-6Mg-0.3(Sc,Zr)合金铸锭铸态和均匀化态微观组织对比姜锋;钟沐春;黄宏锋;路丽英;刘兴涛;童玉欣【摘要】采用高分辨电镜、透射电镜、扫描电镜、光学显微镜和显微硬度测试等方法,研究大尺寸Al-Mg-Sc-Zr铸锭均匀性及不同温度均匀化后组织性能的变化.结果表明,大尺寸铸锭铸态组织存在组织和性能不均匀,边部冷却速率高,晶粒小、析出相多、硬度高;中心存在镁偏析.均匀化热处理后,中心镁偏析部分消除,发生同溶强化;铸锭析出Al3(Sc,Zr)粒子起到析出强化作用.高于350℃析出粒子的直径大于临界直径,强化机制为Orowan绕过机制.析出粒子直径越大,强度增量△σOr值减小,温度升高而硬度下降.【期刊名称】《轻合金加工技术》【年(卷),期】2015(043)010【总页数】6页(P24-29)【关键词】大尺寸Al-Mg-Sc-Zr合金铸锭;Sc;Zr;均匀化;Orowan强化机制【作者】姜锋;钟沐春;黄宏锋;路丽英;刘兴涛;童玉欣【作者单位】中南大学,湖南长沙 410083;中南大学,湖南长沙 410083;中南大学,湖南长沙 410083;东北轻合金有限责任公司,黑龙江哈尔滨150060;中南大学,湖南长沙 410083;中南大学,湖南长沙 410083【正文语种】中文【中图分类】TG292Al-Mg-Sc-Zr合金比强度高、耐蚀性能好和可焊性能好，多应用于航天航空领域［1-2］。
尤其含有Sc、Zr元素使其比强度大幅度提升，起到很好的微合金强化作用［3］。
同时合金铸锭的整体组织、性能影响加工成形性能，一些铸造缺陷会残留到最终成品中难以消除，因而铸锭的均匀性十分重要。
研究表明，Al-Mg-Sc-Zr铸锭的冷却速率对晶粒组织、Al3(Sc，Zr)析出及合金硬度性能等有显著影响［4-6］。
而大尺寸铸锭必然存在不均匀性。
一些文献通过选择不同的模具来模拟冷却速率［4，7］，但不能真实地反映生产用大尺寸铸锭的温度梯度、冷却速率和凝固率等变化，难以对大尺寸铸锭通过均匀化热处理进行组织、性能的均匀性调控［8-10］。
《热挤压微合金化Mg-Zn-Y合金及其复合材料显微组织与力学性能研究》
《热挤压微合金化Mg-Zn-Y合金及其复合材料显微组织与力学性能研究》篇一一、引言随着现代工业的快速发展，轻质、高强度的材料越来越受到关注。
镁合金作为其中一种具有优良性能的轻质材料，已被广泛应用于航空航天、汽车制造等各个领域。
而Mg-Zn-Y合金以其优异的机械性能和耐腐蚀性更是成为了研究的热点。
本文通过热挤压和微合金化技术对Mg-Zn-Y合金进行加工和改良，研究其显微组织和力学性能，同时探索其复合材料的性能。
二、实验材料与方法1. 材料制备本实验以纯镁、锌和钇为主要原料，制备了不同成分的Mg-Zn-Y合金，并通过微合金化处理进一步改善合金的性能。
2. 热挤压处理对合金进行热挤压处理，观察并分析其显微组织的变化。
3. 复合材料制备将Mg-Zn-Y合金与特定增强相进行复合，制备出复合材料，并对其性能进行研究。
三、显微组织研究1. 显微组织观察通过光学显微镜、扫描电子显微镜等手段对热挤压后的Mg-Zn-Y合金进行显微组织观察。
结果表明，热挤压处理后，合金的晶粒尺寸明显减小，晶界清晰可见，组织均匀。
2. 微合金化效果分析微合金化处理后，合金中的第二相颗粒增多，分布更加均匀。
这些第二相颗粒能够有效地强化基体，提高合金的力学性能。
四、力学性能研究1. 硬度测试硬度测试结果表明，经过热挤压和微合金化处理的Mg-Zn-Y 合金具有较高的硬度，其硬度值随合金成分的变化而有所差异。
2. 拉伸性能测试拉伸性能测试显示，合金的抗拉强度和延伸率均有所提高。
其中，微合金化处理对提高合金的抗拉强度效果显著。
3. 疲劳性能测试疲劳性能测试结果表明，经过优化处理的Mg-Zn-Y合金具有良好的抗疲劳性能，能够在循环载荷下保持较高的性能稳定性。
五、复合材料性能研究将Mg-Zn-Y合金与特定增强相进行复合，制备出复合材料。
测试结果表明，复合材料具有优异的力学性能，其抗拉强度和延伸率均高于基体合金。
此外，增强相的加入还能提高材料的耐磨性和抗蠕变性能。
微量Sc对铝合金铸态组织性能的影响论文
微量Sc对铝合金铸态组织性能的影响论文微量Sc对铝合金铸态组织性能的影响论文摘要：7系铝合金包括Al-Zn-Mg系和Al-Zn-Mg-Cu系铝合金，属于超强铝合金，具有密度低、强度高、加工性能好及焊接性能优良等优点，多用于航空航天工业、工兵装备、大型压力容器、车辆、建筑、桥梁等。
德、美、苏、法等国在Al-Zn-Mg-Cu系合金的基础上成功地开发了7075关键词：铝合金压铸论文发表,铝合金论文投稿7系铝合金包括Al-Zn-Mg系和Al-Zn-Mg-Cu系铝合金，属于超强铝合金，具有密度低、强度高、加工性能好及焊接性能优良等优点，多用于航空航天工业、工兵装备、大型压力容器、车辆、建筑、桥梁等。
德、美、苏、法等国在Al-Zn-Mg-Cu系合金的基础上成功地开发了7075，B95，B93和D．TD683等合金，这些合金相对具有较好的力学性能，至今仍广泛应用于航空航天工业，但是，这些合金在应用中依然很难实现强度、韧性以及抗应力腐蚀性能的最佳组合［1—2］。
钪元素的原子序数为21，在元素周期表中与钛元素邻近，属于3d型过渡元素，同时也是稀土元素的一种。
Sc是非常有效的铝合金细化剂，在铝合金中添加微量Sc能显著细化铝合金铸锭晶粒，同时又能消除晶内枝晶组织，被认为是迄今为止唯一能生产出具有非枝晶组织半连续铸锭的变质剂［3—4］。
通过加入Sc不仅可以克服其应力腐蚀敏感性的突出问题，并且通过产生Al3Sc等沉淀强化相对基体进行强化，这些沉淀相还可以阻碍晶粒的生长从而细化晶粒获得优良的强度和塑性的匹配，从而可以做到在降低应力腐蚀敏感性问题的同时不降低强度［5］。
研究显示，含0．3%Sc的Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金凝固时Al3(Sc，Zr)相可作为异质形核核心，细化合金铸态组织，抗拉强度和伸长率显著高于不加钪的铝合金;Sc和Zr复合添加使7005合金延伸率及抗拉强度显著提高，可以降低Al-Mg-Si-Mn合金的晶粒尺寸;Al-4Mg-0．3Sc合金在动态再结晶过程中Al3Sc粒子阻碍亚晶界迁移，得到了细小均匀晶粒［6—9］。
《退火处理对Mg-6Zn-1Gd-0.12Y合金显微组织、力学性能和腐蚀性能影响研究》范文
《退火处理对Mg-6Zn-1Gd-0.12Y合金显微组织、力学性能和腐蚀性能影响研究》篇一一、引言镁合金因其轻质、高强度和良好的耐腐蚀性，在航空、汽车和电子等领域得到了广泛的应用。
Mg-6Zn-1Gd-0.12Y合金作为其中的一种代表性合金，因其出色的机械性能和加工性能备受关注。
然而，其性能受显微组织的影响显著，退火处理作为一种重要的热处理手段，对合金的显微组织、力学性能和腐蚀性能有着显著的影响。
本文将重点研究退火处理对Mg-6Zn-1Gd-0.12Y合金的显微组织、力学性能和腐蚀性能的影响。
二、实验方法本实验采用Mg-6Zn-1Gd-0.12Y合金作为研究对象，进行不同温度和时间的退火处理。
利用光学显微镜、扫描电子显微镜等设备对合金的显微组织进行观察和分析。
通过硬度测试、拉伸测试等方法，测定合金的力学性能。
同时，利用电化学腐蚀实验等方法，评估合金的腐蚀性能。
三、退火处理对显微组织的影响经过退火处理后，Mg-6Zn-1Gd-0.12Y合金的显微组织发生了显著变化。
随着退火温度的升高和时间的延长，合金中的晶粒逐渐长大，晶界更加清晰。
同时，合金中的第二相粒子也发生了明显的变化，其数量和分布都受到了影响。
这些变化对合金的力学性能和腐蚀性能有着重要的影响。
四、退火处理对力学性能的影响退火处理显著提高了Mg-6Zn-1Gd-0.12Y合金的力学性能。
随着退火温度的升高和时间的延长，合金的硬度先增加后降低，存在一个最佳的退火条件。
此外，合金的拉伸性能也得到了显著提高，包括抗拉强度、屈服强度和延伸率等。
这些变化主要归因于退火过程中晶粒的长大和第二相粒子的变化。
五、退火处理对腐蚀性能的影响退火处理对Mg-6Zn-1Gd-0.12Y合金的腐蚀性能也有显著影响。
通过电化学腐蚀实验发现，经过适当的退火处理后，合金的腐蚀电流密度降低，腐蚀速率减小，表明其耐腐蚀性得到了提高。
这主要归因于退火过程中晶粒的长大和第二相粒子的变化，使得合金表面形成了更致密的氧化膜，从而提高了其耐腐蚀性。
《热挤压微合金化Mg-Zn-Y合金及其复合材料显微组织与力学性能研究》范文
《热挤压微合金化Mg-Zn-Y合金及其复合材料显微组织与力学性能研究》篇一一、引言随着现代工业的快速发展，轻质合金材料因其轻量化和高强度的特性，在航空航天、汽车制造等领域得到了广泛应用。
镁合金作为一种典型的轻质合金，具有优异的物理和机械性能，其应用前景广阔。
Mg-Zn-Y合金作为镁合金中的一种，通过微合金化处理和热挤压工艺，可以显著改善其显微组织和力学性能。
本文以热挤压微合金化Mg-Zn-Y合金及其复合材料为研究对象，系统研究了其显微组织和力学性能。
二、实验材料与方法1. 材料制备实验采用纯镁、锌和钇等原料，按照一定比例制备Mg-Zn-Y 合金。
通过微合金化处理和热挤压工艺，得到实验所需的合金及复合材料。
2. 实验方法（1）显微组织观察：利用金相显微镜、扫描电子显微镜等设备，观察合金及复合材料的显微组织。
（2）力学性能测试：进行拉伸试验、硬度测试等，以评估合金及复合材料的力学性能。
（3）其他分析方法：利用X射线衍射、透射电子显微镜等手段，对合金及复合材料的相组成、晶粒尺寸等进行深入分析。
三、实验结果与分析1. 显微组织观察通过金相显微镜和扫描电子显微镜观察，发现热挤压微合金化Mg-Zn-Y合金具有均匀的显微组织。
其中，晶粒尺寸得到了有效细化，同时合金中还形成了新的相结构。
此外，复合材料的显微组织与合金相比，呈现出不同的特征。
2. 力学性能分析（1）拉伸试验：经过热挤压处理的Mg-Zn-Y合金具有较高的抗拉强度和延伸率。
与未经过处理的合金相比，其力学性能得到了显著提升。
复合材料同样具有优异的拉伸性能。
（2）硬度测试：热挤压处理后，Mg-Zn-Y合金的硬度得到了显著提高。
此外，复合材料的硬度也高于未处理的合金。
3. 晶粒尺寸与力学性能关系实验发现，晶粒尺寸对Mg-Zn-Y合金的力学性能具有重要影响。
随着晶粒尺寸的减小，合金的抗拉强度和延伸率均有所提高。
此外，晶粒尺寸还影响合金的硬度。
晶粒尺寸越小，硬度越高。
Mg-Gd-(Nd,Nd-Zn)系合金显微结构的电子显微研究的开题报告
Mg-Gd-(Nd,Nd-Zn)系合金显微结构的电子显微研究
的开题报告
1. 研究背景
Mg-Gd-(Nd,Nd-Zn)系合金是一种重要的轻质高强度金属材料，具有
非常广阔的应用前景。
然而，该合金的微观结构和相变行为等方面的研
究还处于初步阶段，需要进一步加深理解。
现代电子显微技术可以为该合金的研究提供非常重要的支持，通过
高分辨率扫描电子显微镜（HR-TEM）等手段可以观察到材料的微观结构和成分分布等信息，从而对材料性质的优化和改进提供科学依据。
2. 研究目标
本研究的目标是使用高分辨率扫描电子显微镜技术，对Mg-Gd-(Nd,Nd-Zn)系合金的微观结构和相变行为进行系统研究，探究合金的强度、塑性、耐腐蚀性等方面的性能优化途径。
3. 研究内容
本研究的具体内容包括三个方面：
1）合金样品制备，包括合金预制备、样品切割和抛光处理等步骤。
2）高分辨率扫描电子显微镜观察和分析，包括原位观察和EDS（能谱分析仪）分析等手段。
3）基于显微观测结果的合金相变和力学性能等方面的分析评价。
4. 研究意义
该研究可以深化人们对Mg-Gd-(Nd,Nd-Zn)系合金的认识和理解，为合金的工业应用提供科学依据和支撑，有望推动该材料在轻工业、汽车
制造等领域的应用。
同时，该研究也为高分辨率扫描电子显微镜技术在
金属材料研究中的应用提供了新的实践案例，有一定的学术价值和意义。
Mg-5Zn-1Mn合金高应变速率热压缩过程中的组织演变和流变行为
Mg-5Zn-1Mn合金高应变速率热压缩过程中的组织演变和流变行为陈潮;严红革;陈吉华;夏伟军;苏斌;曹梦馨;宋旼【摘要】采用Gleeble-3500热模拟试验机对Mg-5Zn-1Mn镁合金进行大变形(变形量为80％)热压缩实验,研究变形温度为250～400℃、应变速率为1～40s-1范围内变形过程中合金的组织演变规律和流变行为.结果表明:该合金在上述工艺条件下进行热压缩变形时均发生了明显的动态再结晶,且高应变速率下获得的再结晶组织在较低应变速率下更为均匀、细小.通过分析流变应力变化过程中对应的微观机理,表明高应变速率更利于Mg-5Zn-1Mn镁合金实现大塑性变形.Mg-5Zn-1Mn 合金的变形激活能随着变形温度的升高和应变速率的增大而减小.【期刊名称】《中国有色金属学报》【年(卷),期】2016(026)008【总页数】10页(P1597-1606)【关键词】Mg-5Zn-1Mn合金;流变行为;高应变速率;激活能【作者】陈潮;严红革;陈吉华;夏伟军;苏斌;曹梦馨;宋旼【作者单位】湖南大学材料科学与工程学院,长沙410082;湖南大学喷射沉积技术及应用湖南省重点实验室,长沙410082;湖南大学材料科学与工程学院,长沙410082;湖南大学喷射沉积技术及应用湖南省重点实验室,长沙410082;湖南大学材料科学与工程学院,长沙410082;湖南大学喷射沉积技术及应用湖南省重点实验室,长沙410082;湖南大学材料科学与工程学院,长沙410082;湖南大学喷射沉积技术及应用湖南省重点实验室,长沙410082;湖南大学材料科学与工程学院,长沙410082;湖南大学喷射沉积技术及应用湖南省重点实验室,长沙410082;湖南大学材料科学与工程学院,长沙410082;中南大学粉末冶金国家重点实验室,长沙410083【正文语种】中文【中图分类】TG146.2金属镁及其合金是迄今在工程中应用最轻的结构材料，具有较高的比强度和比刚度，阻尼性能及屏蔽性能好，在电子、汽车、航空航天等领域均有着较为广泛的应用前景，因此有“21世纪绿色工程金属结构材料”的美誉[1−3]。
Mg-Mn-RE合金铸态及热处理后显微组织研究
Mg-Mn-RE合金铸态及热处理后显微组织研究尹维;刘喜明【摘要】研究了Mg-Mn-RE合金铸态及不同热处理工艺下的显微组织.结果表明:Mg-Mn-RE合金铸态下晶粒内部分布着大量细小的合金相颗粒,而且在晶界附近形成了无沉淀相析出区;520℃保温,不同冷却方式下硬度值变化趋势相同;520℃保温7 h,不同冷却方式下合金的晶粒大小差别不大,物相构成没有发生变化,水冷时孪晶数量比空冷时多,且合金相颗粒没有完全分解、固溶.【期刊名称】《长春工业大学学报（自然科学版）》【年(卷),期】2010(031)006【总页数】6页(P641-646)【关键词】Mg-Mn-RE合金;热处理;显微组织【作者】尹维;刘喜明【作者单位】长春工业大学,材料科学与工程学院,吉林,长春,130012;长春工业大学,材料科学与工程学院,吉林,长春,130012【正文语种】中文【中图分类】TG146.20 引言由于稀土镁合金具有优良的室温和高温力学性能以及良好的成形能力，一直受到国内外研究者的关注[1-3]。
铸造镁合金由于非平衡凝固造成成分和组织的不均匀，降低了合金的强度及韧性[4-6]。
因此，铸态镁合金进行变形前需要进行退火处理，以改善成分和组织的不均匀性，提高其塑性变形能力[7-8]。
镁合金中合金相颗粒的分解和合金元素的扩散过程较为缓慢，导致热处理过程中如固溶、时效处理需要加热保温时间较长。
由于同样的原因，镁合金的淬火敏感性低。
目前，对一些新型稀土镁合金热处理过程中组织演变规律，尤其是不同冷却方式对显微组织的影响还不是很清楚。
因此，文中以Mg-Mn-RE合金为研究对象，研究了其铸态下的显微组织，以及不同的加热温度、保温时间及冷却方式对其显微组织的影响规律，为稀土镁合金的开发和应用提供了理论依据。
1 试验方法1.1 试样的制备通过常规铸造的方法获得Mg-Mn-RE合金试样，浇铸过程为:在CO2-0.05%SF6混合气体的保护下，以10℃/min的升温速度将高纯镁加热到720℃，保温30 min;当镁全部熔化后，加入Mg-Mn中间合金，然后继续升温至780℃，保温30 min;缓慢加入Mg-Ce和Mg-Y中间合金，保温30 min后，搅拌5 min，使合金成分均匀化。
热处理和挤压对WE53镁合金组织与力学性能的影响
热处理和挤压对WE53镁合金组织与力学性能的影响黄丽华;张涛;章晓波【摘要】为提高WE系列生物镁合金的力学性能，采用重力铸造法制备了Mg-5Y-2Nd-1Gd-0.5Zr （质量分数，WE53）镁合金，并对铸态合金进行了固溶处理（T4），固溶+时效处理（T6）和挤压加工.利用光学显微镜和扫描电子显微镜观察了合金的显微组织，并利用拉伸试验机和显微硬度计测试了合金室温力学性能.结果表明，铸态合金屈服强度为130 MPa，伸长率为10.2%，T6处理可显著提高铸态合金的强度和硬度，降低合金的伸长率；挤压变形明显提高合金的强度和硬度，伸长率与铸态相当.通过适当的热处理和挤压变形可显著改善WE53镁合金的力学性能.%The Mg-5Y-2Nd-1Gd-0.5Zr (wt%, WE53) magnesium alloy is prepared by gravity casting in order to improve mechanical properties of WE series biodegradable magnesium alloys. Solution treatment (T4), solution + aging treatment (T6) and extrusion are conducted on the as-cast alloy. Microstructure of the alloy is observed by optical microscopy and scanning electron microscopy. And mechanical properties at room temperature are measured by tensile test machine and microhardness tester. The results show that the yield strength and elongation of the as-cast alloy are 130 MPa and 10.2%, respectively. The strength and hardness of the alloy are apparently enhanced but the elongation is decreased by T6 treatment. Extrusion can improve the strength and hardness of the alloy significantly, and the elongation is close to that of the as-cast alloy. The mechanical properties of the WE53 magnesium alloy can be improved significantly by proper heat treatment and extrusion processes.【期刊名称】《有色金属科学与工程》【年(卷),期】2014(000)006【总页数】4页(P67-70)【关键词】镁合金;热处理;挤压;显微组织;力学性能【作者】黄丽华;张涛;章晓波【作者单位】南京正大天晴制药有限公司，南京210038;南京工程学院材料学院，南京 211167;南京工程学院材料学院，南京 211167【正文语种】中文【中图分类】TG146.2;TF125.220 引言目前临床应用的生物医用金属材料主要有不锈钢、钛合金、钴铬合金等.但这些植入材料具有不可降解性，长期存在于体内，给患者带来一些不可预期的负面影响，如作为心血管支架长期置于血管内会引发炎症和血管内膜增生，作为骨折固定材料需要在骨愈合后二次手术取出，从而增加了患者的经济和心理负担[1－2].近年来，可降解金属（如 Mg、Fe、W）因具有体内可降解性，被誉为“革命性的生物可降解金属”[3]，成为材料和医学工作者研究的热点.其中，镁及其合金因具有独特的物理性能（如与人骨相近的密度）、力学性能（如与人骨相近的弹性模量），良好的生物相容性和体内可降解性，有望替代传统不可降解医用金属材料，成为新一代医用植入材料[4-6].WE系列镁合金（如WE43、WE54）作为生物医用可降解镁合金具有较好的生物相容性和降解性[7-12].C Mario等[13]将WE43镁合金支架植入猪的冠状动脉内，与316L不锈钢血管支架相比，将其植入猪的冠状动脉4周后，血管造影最小管腔内径高于不锈钢支架组，显示出更好的植入效果.但是WE43镁合金室温塑性较差，其铸态室温伸长率小于5%[14-15]，这限制了其发展和应用.本文结合 WE系列镁合金中 Y、Nd、Gd、Zr各元素的作用，设计和制备了Mg-5Y-2Nd-1Gd-0.5Zr（质量分数，WE53）镁合金，并对铸态WE53合金进行了热处理和挤压变形，研究了不同状态下合金的显微组织和力学性能.1 实验材料与方法合金成分设计为Mg-5Y-2Nd-1Gd-0.5Zr.采用纯镁、Mg-30%Y、Mg-30%Nd、Mg-30%Gd 和 Mg-30%Zr中间合金为原材料，在通有SF6和CO2保护气氛的坩埚电热炉中进行熔炼，当原材料完全熔化后开启自动搅拌系统搅拌5 min，并于720℃静置15 min，然后浇铸在预热的钢制模具中，获得铸锭.对铸锭进行固溶处理（T4）以及固溶+时效处理（T6）.固溶处理参数为525℃，保温8 h；时效处理参数为250℃，保温16 h.在固溶处理的基础上对合金进行挤压变形加工，挤压比为10，挤压温度350℃，挤压速度2 mm/s.采用光学显微镜和扫描电镜观察合金的显微组织，利用能谱分析仪分析各微区的成分.利用拉伸试验机测试合金在室温下的拉伸性能，拉伸速度为1 mm/min，每组测试3个平行试样，结果取平均值.采用显微硬度仪测试合金的显微硬度，对于铸态、T4和T6态合金，压痕均打在α-Mg晶粒内部.载荷为50 g，保载时间10 s，每种状态的合金测量10个点，数据值取平均值.图1 WE53镁合金的光学显微照片2 结果与讨论2.1 显微组织不同状态下WE53镁合金的光学显微照片如图1所示.铸态组织（图1（a））由α-Mg基体和分布在晶界处的不连续第二相组成，其中基体晶粒尺寸约40 μm，有少量颗粒状第二相分布在基体晶粒内部.部分晶界不清晰，这是因为基体的晶界细微，又由于合金元素在晶界及靠近晶界的晶内富集，晶界处形成网状过饱和固溶体，使原有晶界不易显现.T4态显微组织（图1（b））与铸态相比，晶粒大小略有增大，沿晶分布的第二相通过热扩散作用几乎全部进入基体，形成过饱和固溶体，但部分晶界仍残留少量第二相.T6态合金组织（图1（c））与T4态无明显差别，这是由于时效过程中产生的大量纳米级析出相，通常需要在TEM下才能观察到[16].对T4态合金进行挤压后，在组织中观察到大量细小的等轴晶粒、一些相对粗大等轴晶粒和少数沿挤压方向被拉长的粗大晶粒，如图1（d）所示.表明合金在挤压过程中由于变形不均匀发生了部分动态再结晶.其中细小等轴晶粒为再结晶晶粒，一些相对粗大晶粒为再结晶晶粒明显长大，而沿挤压方向被拉长的粗大晶粒是原始组织中的晶粒在挤压过程中没有发生动态再结晶而被拉长产生的.铸态组织的SEM照片如图2所示.通过EDS能谱分析了第二相的成分及含量，如表1.A处呈片层状的共晶第二相含 Y、Nd、Gd较多，不含Zr；靠近晶界处的B区域Y和Nd含量有所降低，并出现少量Zr；而基体内部的C区域Y、Nd含量明显降低，Zr的含量略有增加，而Gd在各区域含量变化相对较小.这是因为，铸态镁合金凝固过程中，合金元素按浓度梯度动态结晶，熔点高的元素逐渐向固液界面液相一侧聚集，最后在晶界处形成沿晶分布的第二相；而Gd在镁中的极限固溶度高达23.5%，而本合金中Gd含量仅为1%，因此组织各处Gd含量变化不大.图2 铸态WE53镁合金的SEM照片表1 铸态WE53不同区域的化学成分/wt%区域 Mg Y Nd Gd Zr A 67.0 13.9 16.4 2.7 0 B 71.4 12.2 13.1 3.2 0.1 C 91.8 4.4 1.8 1.8 0.22.2 力学性能WE53的室温力学性能如图3所示.可以看出，铸态合金具有较高的屈服强度（130 MPa）、抗拉强度（227 MPa）和较好的伸长率（10.2%）.T4处理使合金的屈服强度（143 MPa）和抗拉强度（251 MPa）均有所提高，并使合金的伸长率提高了42%.这主要是因为稀土元素固溶到镁基体中产生了固溶强化作用.T6处理显著提高了合金的屈服强度（197 MPa）和抗拉强度（305 MPa），但其伸长率却大幅下降.这是因为经过长时间的高温固溶和低温时效处理，合金内的高温及低温强化相能够更好地散布于基体内，从而使固溶强化与弥散析出强化作用充分发挥[17].由于弥散强化产生大量析出相分布在晶内，产生钉扎作用，阻碍了位错的移动，一方面增强了晶粒的抗变形能力，提高了合金的屈服强度和抗拉强度，另一方面降低了合金的塑性变形能力，伸长率显著降低.挤压态合金具有最高的屈服强度（221 MPa），伸长率较T4态却有所降低.这是因为，挤压过程中发生了动态再结晶，细小等轴状晶粒产生细晶强化效果.但由于被拉长的未发生动态再结晶的晶粒在拉伸过程中不易发生滑移，难以协调变形[18]，当位错滑移到被拉长的晶界处时，受到阻碍并严重塞积，产生应力集中，最终导致断裂.因此，其伸长率与T4态相比反而降低.图3 WE53镁合金的室温拉伸性能4种状态WE53镁合金的显微硬度如图4所示.可以看出，T4处理能略微提高合金的硬度，这主要是因为沿晶分布的稀土元素固溶到基体中，产生的固溶强化效果提高了合金强度.T6处理显著提高合金硬度，这是由于时效处理使固溶在基体的稀土元素弥散分布在晶粒内部，产生明显的析出强化.由于细晶强化的作用，挤压态合金的硬度较T4态也有所提高，但却低于T6态.这可能是因为在显微硬度测试时，T6态试样压痕完全打在晶粒内部，由于大量时效析出相的存在，明显提高了合金的硬度，而挤压态合金因发生不完全动态再结晶，尽管晶粒相对细小，但其对硬度的作用不如T6态的析出强化作用明显.图4 WE53镁合金的显微硬度从屈服强度和显微硬度结果可以看出，相对于铸态合金，经过T4处理后，合金的屈服强度和显微硬度仅分别提高10%和5.6%.T6处理使合金屈服强度和显微硬度分别提高了51%和42%.挤压则使合金屈服强度和显微硬度分别提高70%和25%.结合伸长率测试结果，表明固溶处理对WE53合金的强度和硬度影响不明显，但可显著提高合金的伸长率；T6处理则可显著提高合金的强度与硬度，但降低合金的伸长率；而挤压则可以在不影响伸长率的情况下，显著提高合金的强度.3 结论1）T4处理使铸态合金中的第二相几乎完全固溶到镁基体中，T6态组织在光学显微镜下与T4态无明显区别；挤压态组织由细小的动态再结晶晶粒和未发生动态再结晶的粗大被拉长晶粒组成.2）T4处理对合金强度无明显影响，使伸长率提高42%；T6处理使合金伸长率明显下降，但显著提高合金的强度和显微硬度；挤压处理显著提高合金的屈服强度和硬度.参考文献：[1]Narayanan T S N S，Park I S，Lee M H.Strategies to improve the corrosion resistance of microarc oxidation （MAO）coated magnesium alloys for degradable implants：Prospects and challenges[J].Progress in Materials Science，2014，60：1-71.[2]Staiger M P，Pietak A M，Huadmai J，et al.Magnesium and its alloys as orthopedic biomaterials： A review[J].Biomaterials，2006，27：1728-1734.[3]Yun Y H，Dong Z Y，Lee N，et al.Revolutionizing biodegradable metals[J].Materials Today，2009，12（10）： 22-32.[4]Zheng Y F，Gu X N，Witte F.Biodegradable metals[J].Materials science and engineering R，2014，77：1-34.[5]袁广银，章晓波，牛佳林，等.新型可降解生物医用镁合金JDBM的研究进展[J].中国有色金属学报，2011，21（10）：2476-2488.[6]Kirkland N T.Magnesium biomaterials： Past，present andfuture[J].Corrosion Engineering，Science and Technology，2012，47（5）：322-328.[7]葛淑萍.WE可降解镁基血管支架材料的制备及其生物学性能的研究[D].重庆：重庆大学，2012.[8]王增辉，卫中领，李春梅，等.WE43镁合金表面电沉积羟基磷酸钙膜层在模拟体液中的耐蚀性[J].腐蚀与防护，2011，32（3）：182-184.[9]Feyerabend F，Fischer J，Holtz J，et al.Evaluation of short-term effects of rare earth and other elements used in magnesium alloys on primary cells and cell lines[J].Acta Biomaterialia，2010（6）：1834-1842.[10]Walter R，Bannan M B.In-vitro degradation behaivour of WE54 magnesium alloy in simulated body fluid[J].Materials Letters，2011，65：748-750.[11]Ye C L，Xi T F，Zheng Y F，et al.In vitro corrosion and biocompatibility of phosphating modified WE43 magnesium alloy[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2013，23：996-1001.[12]Zhou X H，Jiang L，Wu P P，et al.Effect of aggrassive ions on degradation of WE43 magnesium alloy in physiologicalenviroment[J].International Journal of Electrochemical Science，2014，9：304-314.[13]Mario C，Griffiths H，Goktekin O，et al.Drug-eluting bioabsorbable magnesium stent[J].Journal of Interventional Cardiology，2004，17（6）：391-395.[14]余琨，黎文献，王日初，等.轧制及热处理对WE43镁合金组织和性能的影响[J].材料热处理学报，2008，29（2）： 95-98.[15]丁善坤，丁雨田.热处理对WE43合金组织及力学性能的影响[J].中国铸造装备技术，2013（4）： 36-39.[16]Gao Y，Liu H，Shi R，et al.Simulation study of precipitation in an Mg-Y-Nd alloy[J].Acta Materialia，2012，60：4819-4832.[17]马志新，李德富，张奎.WE54镁合金中析出相的特点[J].特种铸造及有色合金，2006，26（9）： 539-541.[18]赵秀明，章晓波，方信贤，等.挤压速度对NZ30K镁合金组织与力学性能的影响[J].材料热处理学报，2013，34（11）：145-149.。
固溶处理对Mg-xGd-0.3Zr合金微观组织及力学性能的影响
固溶处理对Mg-xGd-0.3Zr合金微观组织及力学性能的影响王伟;吴皓月;刘栩东;陈建【摘要】为了探究不同含量稀土元素Gd对镁合金微观组织及力学性能的影响,采用光学显微镜、X射线衍射、扫描电子显微镜、透射电子显微镜及电子万能试验机,研究了镁合金固溶处理过程中的显微组织和力学性能.研究结果表明:合金铸态组织主要由α-Mg、共晶组织和第二相组成,固溶处理过程共晶相完全溶解,但是在晶界上仍然存在未溶解第二相;随着Gd含量的增加,第二相逐渐增多,晶粒显著细化,合金的抗压强度和屈服强度呈线性增大.%The influence of the Gd content on microstructure evolution and mechanical behavior of the Mg-x Gd-0.3Zr magnesium alloy is investigated by optical microscope (OM),X-ray diffraction (XRD),scanning electron microscope (SEM),transmission electron microscope (TEM) and compression test after solution treatment.The results show that the as-cast alloy is mainly composed of α-Mg,eutectic tissue and second phase.After the solution treatment the eutectic phase is completely dissolved,but there is still no undissolved second phase in the grain boundary.With the increase of Gd content,the second phase gradually increases,grain refines,the compression strength and yield strength of the alloys increase linearly.【期刊名称】《西安工业大学学报》【年(卷),期】2017(037)002【总页数】6页(P157-162)【关键词】镁合金;固溶处理;共晶相;力学性能【作者】王伟;吴皓月;刘栩东;陈建【作者单位】西安工业大学材料与化工学院,西安710021;西安工业大学材料与化工学院,西安710021;西安工业大学材料与化工学院,西安710021;西安工业大学材料与化工学院,西安710021【正文语种】中文【中图分类】TG146.2目前，通过在铸造镁合金中加入稀土元素来提高合金的成型性以及延展性已经成为镁的合金化主要研究内容.Gd元素同稀土元素能一起提高镁合金高温拉伸性能及抵抗蠕变性能，并且优于多种商用镁合金.文献[1]研究表明，Mg-4.2Zn-0.8Y合金添加Gd能够产生长周期堆垛有序结构，有助于其他元素的沉淀物稳定性提高.同时，文献[2]研究发现，在Mg-Gd二元合金中，随着Gd质量分数的增加，对于挤压镁合金的晶粒尺寸、沉淀相、织构和拉伸性能都具有显著影响，且再结晶晶粒尺寸随着Gd的增加先增大后减小，由于大量Mg5Gd沉淀相的形成，对晶界起到钉扎作用，产生明显的第二相强化效果.由于镁合金的轴比c/a是决定密排六方结构原子密排程度的重要因素，文献[3]研究发现，Gd元素含量的增加，降低了柱面滑移所需的临界分切应力，促进了镁合金的变形，而且能够有效降低合金晶粒尺寸，改善微观组织形貌，从而提高镁合金的综合力学性能.同时国内对含有稀土Gd、Nd或Gd、Y的镁合金也做了系统的研究[4-5].Mg-Gd系合金在非平衡凝固凝固过程中会形成中间相Mg5Gd，Mg3Gd，Mg2Gd和MgGd，但是在平衡凝固条件下，会形成α-Mg固溶体和Mg5Gd，其在250 ℃仍具有较高的热稳定性，因此在镁合金中加入Gd具有明显的固溶强化效果[6].本文以Mg-xGd-0.3Zr为对象，研究固溶处理对合金组织和力学性能的影响，探讨了固溶过程中的共晶组织和第二相的演变，并分析Gd含量对合金力学性能的影响.实验采用的原料质量分数为99.95%以上的镁，30%的Mg-Gd和Mg-Zr的中间合金，在开放的井式电阻炉和石墨黏土坩埚中进行熔炼，并用RJ-6熔剂[7]作为保护剂.首先，将石墨坩埚预热至500 ℃，加入纯镁，撒上覆盖剂，待纯镁完全熔化后，给其金属液表面加上一层覆盖剂，随后将Mg-Gd中间合金加入，添加覆盖剂，待熔化完全后加入Mg-Zr中间合金，然后除气精炼，静置10～15 min，扒渣将合金液浇注到预先涂有ZnO并预热到200～250 ℃的50 mm×100mm×200 mm钢制模具中，获得铸态的镁合金.将铸锭切成10 mm×10 mm×5 mm和10 mm×10 mm×20 mm的试样，用于组织观察及力学性能测试.实验所得合金的名义成分见表1.实验在480 ℃、500 ℃和520 ℃三种温度下于箱式电阻炉中进行固溶处理，所用时间分别为4 h、8 h、10 h和20 h，并在70 ℃水中进行淬火.金相试样先用砂纸打磨；再采用电解抛光，抛光液：20 mL硝酸，80 mL酒精，15～20 mL丙三醇，电解抛光参数：室温下，电压15 V，电流0.5 A，时间40 s；腐蚀液：4 mL硝酸，96 mL酒精.腐蚀完后用酒精适当洗涤，并迅速用冷风吹干，在光学显微镜下进行组织观察，采用GB/T 6394-2002截线法测晶粒尺寸；力学性能检测是用长方体的试样，先表面磨抛，后在万能力学性能测试机上进行压缩试验.2.1 Mg-xGd-0.3Zr合金的铸态和固溶组织图1是Mg-5Gd-0.3Zr合金固溶处理过程中的金相组织，图1(a)是合金的铸态组织，可以发现主要是由粗大的等轴晶、共晶组织和第二相颗粒组成.但是随着固溶温度的升高，时间的延长，晶间的共晶组织逐渐减少.在图1(b)中，480 ℃×6 h固溶处理的合金共晶体已被球化，在晶界上存有少量的颗粒，大部分的共晶相已溶解进入基体α-Mg当中.从图1(c)可以看出，共晶组织完全溶解，第二相基本消失.因此，500 ℃×6 h是最佳固溶处理工艺，晶粒尺寸为49.96 μm.图2是Mg-10Gd-0.3Zr合金固溶处理过程中的金相组织，图2(a)是合金铸态组织，与图1(a)相比共晶和第二相组织逐渐增多.图2(b)是合金500 ℃×6 h固溶处理后的金相组织，晶粒尺寸没有变化，但是晶间以及晶粒内部分布着许多黑色颗粒，晶界上依然存有少量未溶解的第二相粒子.在图2(c)中，共晶组织完全溶解，第二相粒子存在很少，晶粒没有明显变化.因此，可以看出，500 ℃×8 h是Mg-10Gd-0.3Zr的最佳处理固溶工艺，晶粒尺寸是44.37 μm.图3是Mg-15Gd-0.3Zr合金的固溶处理金相组织，图3(a)是合金铸态组织，与图2(a) 相比共晶组织及第二相均大幅增加.图3(b)为480 ℃×10 h热处理的金相组织，与铸态组织相比晶界上的粗大第二相有明显减少.图3(c)为Mg-15Gd-0.3Zr 合金520 ℃固溶处理10 h的金相组织，合金中的共晶相基本消失，晶粒开始长大，仍有大量的第二相存在，不宜温度过高时间延长，晶粒尺寸约为38.15 μm，因此最佳固溶温度是520 ℃×10 h.从图1(a)，图2(a)和图3(a)可以看出，对于不同Gd含量合金的铸态组织相差异不大，都是呈不连续的网格状和骨骼状，以及α-Mg基固溶体，主要差异在于晶粒的大小和晶间的富溶质相的增加.随着Gd含量的增加，晶粒显著细化，由49.96 μm减小到45 μm左右，最后小于40 μm.2.2 固溶处理对Mg-xGd-0.3Zr合金相偏析的影响由于溶质元素Gd的固溶度在镁中较高，溶质的平衡系数K<1，且密度是Mg的7.89倍，因此合金在凝固的过程中Gd会产生枝晶偏析，晶界偏析以及重力偏析[8].随着Gd含量的增加，可以看出，合金从一开始的α-Mg枝晶偏析，到后来的晶界偏析，形成共晶相以及Mg24Gd5，这主要是由于Gd含量的增加，凝固开始，部分溶质进入基体，其余量随着温度的降低，在固液界面前沿开始聚集，产生成分过冷，增大α-Mg的形核率，细化基体晶粒尺寸[9].温度继续下降，开始形成共晶组织和第二相.因此晶粒细化程度不断加大，枝晶偏析，晶界偏析形成相也在不断增多.由于Mg-15Gd-0.3Zr中稀土元素Gd含量较高，在非平衡凝固过程中更易偏析形成化合物，因此固溶处理很难消除在熔铸过程中产生的成分偏析，存在黑色颗粒物，而其中主要含有α-Mg基体、Mg24Gd5和Mg5Gd共晶相组成[10]，与文献[11-12]的结果一致.图4和图5分别为Mg-xGd-0.3Zr (x=5,10,15)合金的铸态组织和固溶态组织X射线衍射(X-Ray Diffraction，XRD)图谱，通过对比发现，固溶处理后合金铸态组织中的共晶相和第二相Mg12Gd基本溶解，只剩下α-Mg和Mg5Gd相，与文献[13]相符.图6是采用扫描电子显微镜(Scanning Electron Microscope,SEM)获得的Mg-15Gd-0.3Zr铸态组织图，通过能谱仪(Energy Dispersive Spectrometer，EDS)进行能谱分析，图6(a)是小倍数的铸态组织，图6(b)和图6(c)的第二相块状颗粒EDS检测发现Mg和Gd的原子百分比(见表2)分别为4.92∶1和16.39∶1，都是典型的富Gd相，根据Mg-Gd二元相图，该化合物有可能是非平衡凝固过程中形成的，应该是Mg5Gd和Mg12Gd，而Mg5Gd难熔，其熔点为645 ℃.图7是采用透射电子显微镜(Transmission Electron Microscope，TEM)研究Mg-15Gd-Zr固溶处理后合金内部方块状的第二相，根据衍射斑点，其为面心立方(FCC)结构，晶带轴B=[011]，其点阵常数为0.56 nm[14].根据扫描能谱可以看出，合金中的方块相为富Gd化合物，目前方块相对于合金力学性能的影响，尚无定论[15].2.3 固溶处理对Mg-xGd-0.3Zr合金力学性能的影响图8是Mg-xGd-0.3Zr (x=5,10,15)合金固溶前后的力学性能曲线，从图8可以看出，固溶处理Mg-5Gd-0.3Zr合金的屈服强度是58 MPa，抗压强度为352 MPa，最大压缩率42%；固溶处理Mg-10Gd-0.3Zr合金的屈服强度92 MPa，抗压强度为366 MPa，最大压缩率36%；固溶处理Mg-15Gd-0.3Zr合金的屈服强度是126 MPa，抗压强度为389 MPa，最大压缩率32%，固溶处理后，合金的抗压强度有所增大，断裂塑性也明显提高.在图9中，随着Gd含量的增加，合金的力学性能显著提高，屈服强度和抗压强度都在增加，当Gd的含量增加一倍时，合金的屈服强度几乎增加一倍，抗压强度增加50%.这主要是因为随着稀土元素Gd含量的增加，对于晶粒细化作用较大，从而提高合金的屈服强度.同时能够减缓晶界和相界的渗透扩散及凝聚作用，有效阻碍位错运动，消耗部分能量，且固溶原子进入合金基体，对于位错的运动，就有交互作用，阻碍位错的滑移.固溶处理后，合金的最大抗压强度明显提高，屈服强度有所降低，但是合金的塑性获得显著提升，这是由于固溶处理过程中，铸态组织中的共晶相溶解，对基体的割裂倾向明显降低，固溶处理基本消除了稀土元素产生的偏析，但是又有第二相颗粒产生.随着Gd含量的增加，合金的屈服强度和抗压强度均呈线性增长，但是最大压缩率却迅速降低.1) Mg-xGd-0.3Zr (x=5,10,15)的铸态组织主要由α-Mg基体、Mg24Gd5、Mg5Gd以及共晶相组成，主要呈现出不连续网状或骨骼状，而且随着Gd的含量的增加，数量也明显增多.2) 经固溶处理后，Mg-xGd-0.3Zr (x=5,10,15)合金由α-Mg和Mg5Gd两相组成，基体中存在一些第二相颗粒分布在晶界处，其晶粒尺寸分别为49.96 μm，44.37 μm和38.75 μm，其最佳固溶工艺为500 ℃×6 h，500 ℃×8 h和520 ℃×10 h.3) 较铸态性能，Mg-xGd-0.3Zr(x=5,10,15)固溶处理后的抗压强度变化不大，但塑性明显提高，随着Gd含量的增加，其屈服强度和抗压强度显著增大，这是由于第二相强化所致，但塑性不断降低.【相关文献】[1] WU J,CHIU Y L,JONES I P.Effect of Gd on the Microstructure of As-cast Mg-4.2Zn-0.8Y (at.%) Alloys[J].Journal of Alloys and Compounds,2016,661:455.[2] KIM S H,JUNG J G,YOU B S,et al.Microstructure and Texture Variation with Gd Addition in Extruded Magnesium[J].Journal of Alloys and Compounds,2016,695:344.[3] STANFORD N,ATWELL D,BARNETT M R.The Effect of Gd on the Recrystallisation,Texture and Deformation Behaviour of Magnesium-based Alloys[J].Acta Materialia,2010,58(20):6773.[4] HE S M,ZENG X Q,PENG L M,et al.Precipitation in a Mg-10Gd-3Y-0.4Zr (wt.%) Alloy During Isothermal Ageing at 250 ℃[J].Jo urnal of Alloys andCompounds,2006,421(1/2):309.[5] ZHENG K Y,DONG J,ZENG X Q,et al.Precipitation and Its Effect on the Mechanical Properties of a Cast Mg-Gd-Nd-Zr Alloy [J].Materials Science and EngineeringA,2008,489(1/2):44.[6] ROKHLIN L L.Magnesium Alloys Containing Rare Earth Metals[M].London:Taylor and Francis,2003.[7] 王玮.Mg-10Gd-3Y-0.5Zr合金复合净化行为研究[D].上海:上海交通大学,2010.WANG Wei.Multistage Purification Behavior of Mg-10Gd-3Y-0.5Zr Alloy [D].Shanghai：Shanghai Jiaotong University,2010.(in Chinese)[8] 肖阳,张新明,蒋浩,等.Gd和Y偏析对Mg-9Gd-4Y-0.6Zr和Mg-7Gd-4Y-0.6Zr合金组织性能的影响[J].中南大学学报(自然科学版),2007,38(1):24.XIAO Yang ,ZHANG Xinming,JIANG Hao,et al.Influence of Gd and Y Elements Segregation on Microstructure and Mechanical Properties of Mg-9Gd-4Y-0.6Zr and Mg-7Gd-4Y-0.6Zr Alloys[J].Journal of Central South University(Science and Technology),2007,38(1):24.(in Chinese)[9] 李建平,曾昭文,杨忠,等.Gd对ZK60镁合金显微组织的影响[J].西安工业大学学报,2007,27(2):142.LI Jianping,ZENG Zhaowen,YANG Zhong,et al.Effect of Gd Additions on the Microstructures of ZK60 Magnesium Alloy[J].Journal of Xi’an Technological University,2007,27(2):142.(in Chinese)[10] LIANG S Q,GUAN D K,CHEN L,et al.Precipitation and Its Effect on Age-hardening Behavior of As-cast Mg-Gd-Y Alloy[J].Materials and Design,2011,32(1):361.[11] ANTHONY A I,KAMADO S,KOJIMA Y.Aging Characteristics and High Temperature Tensile Properties of Mg-Gd-Y-Zr Alloys[J].Materials Transactions,2005,42(7):1206. [12] ANTHONY A I,KAMADO S,KOJIMA Y.Creep Properties of Mg-Gd-Y-ZrAlloys[J].Materials Transactions,2001,42(4):1212.[13] HUANG S,WANG J,HOU F,et al.Effect of Gd and Y Contents on the Microstructural Evolution of Long Period Stacking Ordered Phase and the Corresponding MechanicalProperties in Mg-Gd-Y-Zn-Mn Alloys[J].Materials Science and EngineeringA,2014,612(33):363.[14] HE S M,ZENG X Q,PENG L M,et al.Microstructure and Strengthening Mechanism of High Strength Mg-10Gd-2Y-0.5Zr Alloy[J].Journal of Alloys andCompounds,2007,427(1/2):316.[15] ZHENG K Y,DONG J,ZENG X Q,et al.Microstructural Characterisation of as Cast and Homogenised Mg-Gd-Nd-Zr Alloys[J].Materials Science and Technology,2008,24(3):453．。
- 1、下载文档前请自行甄别文档内容的完整性，平台不提供额外的编辑、内容补充、找答案等附加服务。
- 2、"仅部分预览"的文档,不可在线预览部分如存在完整性等问题,可反馈申请退款(可完整预览的文档不适用该条件!)。
- 3、如文档侵犯您的权益，请联系客服反馈,我们会尽快为您处理(人工客服工作时间：9:00-18:30)。
ｇ ｓａ ｎ ｒ ａ ｌ ｄ ｒｎ ｏ ｕ ｉｎ ｔｅ ｔ ｎ ｓａ ２ ｒ ｉ ｅ ｅ ｔ ｉ ｓ Ａ ｔ ｒ ｏｕ ｉ ｎ ｔ ａ ｍｅ ｔ ｔ ２ Ｃ ｆ ｒ１ ｔ ｅ ａ — ｅ ｂ ｏ ｍ ｌ ｕ ｇ ｓ ｌ ｔ ａ ｍｅ ｔ ｔ ０ ｃ ｆ ｆ ｒ ｎ ｍｅ ． ｆ ｌ ｔ ｅ ｔ ｎ ０ ｃ ４ ｈ．ｈ ｖ ｙ ｉ ｏ ｒ ５ Ｃ ｏ ｄ ｔ ｅ ｓ ｏ ｒ ａ５ ｏ
５ ０ ｃ ｏ ｉ ｅ ｅ ｔ ｔ ｓ ｗ ｒ ｔ ｄ ｅ ． ｈ ｅ ｕ ｔ ｓ ｏ ｈ ｔ ｔ ｅ ｓ ｌ ｉ ｃ ｔ ｎ ｍｉｒ ｓ ｕ ｔ ｒ ｘ ｉ ｉ ｃ ａ ｅ ｄ ｎ ｒｔ ２ Ｃ ｆ ｒ ｄ ｆ ｒ ｎ ｉ ｅ ｅ ｓ ｉ ｄ Ｔ ｅ ｒ ｓ ｌ ｈ ｗ ｔ ａ ｈ ｏｉ ｆ ａ ｉ ｃ ｏ ｔ ｃｕ ｅ ｅ ｈ ｂ ｔ ｏ ｒ ｅ ｄ ｅ ｆ ｍｅ ｕ ｓ ｄｉ ｏ ｒ ｓ ｉ
ｐ ａ ｅ ｏ ｍｅ ｕｒｎ ｏ — ｑ ｉｉ ｒｕ ｓ ｌｄ ｆ ａｉ ｎ， ａ ｏ ｅ ｅｉ ｎ ｔｄ ｂ ｏｕ ｉｎ ｈ ａ ｒ ａｍｅ ｔ Ｔ ｅ ｇ ａ ｎ ｓｚ ｈ ｎ ｈ ｓ ｓｆｒ ｄ ｄ ｉ ｇ ｎ ｎ ｅ ｕ ｌｂ ｍ ｏ ｉ ｉ ｃ ｔ ｉ ｉ ｏ ｃ ｎｎ ｔｂ ｌｍｉ ａｅ ｙ ｓ ｌ ｔｏ ｅ ｔｔｅ ｔ ｎ ． ｈ ｉ ｉｅ ｃ ａ — ｒ
间， 可获 得试验 合金 晶粒 细化 的效 果 。 关键 词 ： －Ｇ 一ＭｎＯ ３ ｃ合金 ； Ｍｇ ｄ１ －． Ｓ ５ 显微组 织 ； 异常热 处理行 为 ； ； 钪 晶粒细 化
中图分 类号 ： Ｇ１６ ２ Ｔ ４ ． 文献 标识 码 ： Ａ 文章 编号 ：２ ４６ ５ （ ０ ７ ０ －０ ８０ ０ ５ －０ １ ２ ０ ） ３０ ０ －５
ｓ ｕｔｒ ｎ ｔ ｆ ｅｏ ｄｐ ａｅ ｘｓ ｉ ｅｄ ｎ ｒｅｒｇ ｎ ｒ ｎｔｅｇ ｉ ｂｕ ｄｒ ｓ Ｑ ｉ ｕ ｂ ｒｏ Ｇ Ｍｇ ｔ ｃ ｅａｄ ａｌ ｃｎ ｈ ｓｓｅｉ ｔ ｅ ｄ ｔ ｅｉ ｓｏ ｈ ｒ ｎ ｏ ｎ ａ ｅ． ｕｔ ａｎ ｍ ｅ ｆ ｄ ３ ｒ ｕ ｏｏｓ ｔｎ ｈ ｉ ｏ ｏ ａ ｉ ｅ
（ ｃ ｏｌ ｆ ｔｒ ｌ Ｓ ｉ ｃ ｎ ｎ ｎ ｅ ｎ ，ｅ ｔ ｌ ｏ ｔ ｎｖｒ ｔ， ｈ ｎｓａＨｕｎ ｎ４ ０ ８ ， ｈｎ ） Ｓ ｈ ｏ ｏ ｅ ａｓ ｃｅ ｅａ ｄＥ ｇ ｅｒ ｇ Ｃ ｎｒ ｕｈＵ ｉ ｓｙ Ｃ ａ ｇｈ ａ １０ ３ Ｃ ｉａ Ｍａ ｉ ｎ ｉ ｉ ａＳ ｅｉ
Ａｂｓｒ ｃ ： ｔ ａ ｔ Ｔｈｅ ｍｉ ｒｓｒ ｃｕ ｅ ｏ ｇ５Ｇｄ １ ｎ－ ３ ｃ ａ ａ ｔａｌｙ ａ ｄ ｉｓ ｅ ｏｕｔ ｎ ｂ ｈ ｖｏ ｆｅ ｏ ｕ ｉｎ ｔｅ ｔ ｅ ｔ ａ ｃ ｏ ｔｕ ｔ ｒ ｆ Ｍ － 一 Ｍ ０． ｓ ｃ ｓ ｌｏ ｎ ｔ ｖ ｌ ｉ ｅ ａ ｉｒ ａｔ ｒｓ ｌ ｔ ｒ ａｍ ｎ ｔ Ｓ ｏ ｏ
ｅ ａ ｅ ｇ ａｎ ｓｚ ｆｔ ｌｙ ｄ ｃ ｅ ｓ ｓ ｔ ｎ ｙ １ ３ ｏ ｈ ｔｏ ｓｃ ｓ ． ｗｅ ｅ ，ａ ｔ ｒｐ ｏ ｏ ｇ ｔ ｎ ｏ ｈ ｏｕ ｉ ｎ ｔｍｅ ｒ — ｒ ｇ ｉ ｉｅ ｏ ｒ ｈｅ ａ ｏ ｅ ｒ ａ ｅ ｏ ｏ ｌ ／ ｆｔ ａ ｆａ ａ ｔ Ｈｏ ｖ ｒ ｆｒｈｅ ｒ ｌ ｎ ａｉ ｆｔ ｅ ｓ ｌｔｏ ｉ ｅ ｌ ｏ ｓ ｈｓ ｉ ｎ ｒ ａ ｅ ｏ ａ ｎ ｓｚ ． ｅ ｅｏ ｅ， ａｎ ｒｆｎ ｎ ｆｔ ｔ ｄ ｅ ｌ ｙｃ ｎ ｂ ｃ ｉｖ ｄ ｂ ｏ ｔｏ ｌｎ ｈ ｏｕｔ ｎ ｕ ｎ ｉ ｃ ｅ ｓ ｆｔ ｇ ｉ ｉｅ Ｔｈ ｒ ｆ ｒ ｇ ｉ ｅ ｉ ｇ ｏ ｓｕ ｉｄ ａ ｏ ａ ｅ ａ ｈ ｅ ｅ ｙ ｃ ｎ ｒ ｌｉ ｇ ｔｅ ｓ ｌ ｉ ｈｅｒ ｒ ｉ ｈｅ ｌ ｏ
Ｇ Ｍｇ相 在非 平衡凝 固过程 中生 成 ， ｄ 而在 固溶处 理 中并 未 消除 。合 金 经 ５ ０℃不 同时 间 固溶处 理 ， ２ 晶粒 尺寸 变化
异 常 。固溶 １ 晶粒 尺寸减 小 到铸态 的 １３继 续延 长 固溶 时 间 ， ４ｈ后 ／， 晶粒尺 寸重新 变大 。 因此控 制 固溶 温度 和 时
Ｍ ｉｒ ｓｒ ｔ ｒ ｎｄ Ａｂ ｒ ａ ａ ｅ ｔ ｅ ｔＢｅ ｖ ｏ ｆ ｃ ｏ ｔｕｃ ｕ ｅ ａ ｎｏ ｍ ｌＨｅ ｔＴｒ ａ ｍ ｎ ｈａ ｉｒ ｏ Ｍ ｇ ５Ｇｄ． Ｍ ｎ ． － １ ３Ｓｃ Ａｌｏ ｓ Ｃａ ｔ ｌ ｙ ａ ｓ
ＪＡＮ Ｈａ ， ＨＡＮＧ Ｘｉ— ｎ ， ＨＥＮ Ｊａ — ｉ ＸＩ ｎ Ｚ ＮＧ ｉｇ ｙｎ Ｉ Ｇ ｏ Ｚ ｎ ｍｉｇ Ｃ ｉｎｍｅ ， Ａ０ Ｙａ ｇ， ＨＯ Ｙ ｎ —ｉｇ
维普资讯 http://ww铸 态 的显 微 组 织及 其异 常 热处 理 行 为 －Ｇｄ１ －． Ｓ
蒋 浩 ， 新明 ， 张 陈健 美 ， 肖 阳 ， 莹 莹 仲
（ 中南 大学 材料科 学 与工程 学 院 ， 湖南 长 沙 ４０ ８ ） １０ ３ 摘 要 ： 究 了 Ｍｇ５ ｄ１ －．Ｓ 合 金铸 态显 微组织 及 在 ５ ０ｃ 研 －Ｇ 一Ｍｎ ３ ｃ Ｏ ２ Ｃ固溶 处理 不 同时 间后的组 织结 构演 变行 为 。结果 表明 ， 合金 铸态组 织 表 现 为 粗 大 的 枝 晶结 构 ， 界 上 或 枝 晶之 间 都 分 布 着 大 量 的 富 溶 质 相 ， 中 相 当 数 量 的 晶 其