一、镁系准晶与高性能镁合金（论文文献综述）
张奇[1]（2021）在《Mg-10Gd-xY-（Zn）-0.6Mn铸造镁合金的显微组织和力学性能研究》文中研究指明Mg-Gd-Y基稀土镁合金作为有发展前途的高性能铸造镁合金,在航空航天以及军工等领域应用前景广阔。目前,受到关注和重视的Mg-Gd-Y基稀土铸造镁合金主要集中在Mg-Gd-Y-Zn和Mg-Gd-Y-Mn基合金上,其中大量的研究主要涉及Mg-Gd-Y-Zn基合金,而对于Mg-Gd-Y-Mn基合金则研究较少。众所周知,合金化和/或微合金化以及热处理对Mg-Gd-Y-Mn基铸造镁合金的组织和性能具有至关重要的影响。因此,如何在已有Mg-Gd-Y-Mn基镁合金研究开发的基础上,进一步通过合金化和/或微合金化以及热处理强化等手段,研究开发高性能的新型Mg-Gd-Y-Mn基铸造镁合金,对于推动Mg-Gd-Y-Mn基铸造镁合金的应用具有重要的理论意义和实际参考价值。本文基于已有Mg-Gd-Y-Mn基稀土镁合金的研究结果,通过改变Y含量和添加Zn元素设计制备了新型的Mg-Gd-Y-Mn基稀土镁合金,并在此基础上利用光学显微镜（OM）、电子显微镜（SEM）、X射线衍射仪（XRD）、能谱分析仪（EDS）、差热分析（DSC）、拉伸性能和显微硬度测试等手段,研究了合金成分和热处理工艺变化对试验镁合金显微组织和力学性能的影响,得到了以下主要研究结论:1)Mg-10Gd-x Y-0.6Mn（x=1-3wt.%）试验镁合金的铸态组织呈典型的枝晶状组织,其主要由ɑ-Mg基体和大量的骨骼状Mg24（Y,Gd）5相、块状Mg5（Gd,Y）相构成,说明Y含量变化对合金相的类型没有明显影响。然而,随着Y含量从1 wt.%增加到3wt.%,试验合金组织中第二相的数量增加,第二相和晶粒的尺寸均呈先减小然后增大的趋势。相应地,试验合金的室温抗拉性能首先增大然后减小,含2 wt.%Y试验合金展示了相对较高的铸态抗拉性能。2)热处理对Mg-10Gd-x Y-0.6Mn（x=1-3wt.%）试验镁合金的显微组织和抗拉性能影响明显。试验合金经460-520℃×4-24h固溶处理后,第二相的类型未发生明显变化,但数量和尺寸减小。同时,试验合金经520℃×24h+200-250℃×24h时效处理后,第二相在晶界和晶内弥散析出。此外,试验合金经520℃×12h固溶后,合金的抗拉性能呈降低趋势,而经520℃×24h固溶后,合金的抗拉性能总体上稍有增加。进一步,试验合金经520℃×24h固溶+200℃/225℃×24h时效后,合金的抗拉性能总体得到进一步的改善,其中尤其以225℃×24h时效对抗拉性能的改善最为明显。在不同Y含量的试验合金中,含2 wt.%Y试验合金时效后的抗拉性能相对较佳,其抗拉强度、屈服强度和延伸率分别达到了228.4MPa、186.5MPa和7.4%。3)Mg-10Gd-x Y-1.0Zn-0.6Mn（x=1-3wt.%）试验镁合金的铸态组织呈典型的枝晶状组织,其主要由ɑ-Mg基体和Mg5（Gd,Y）相、Mg24（Y,Gd）5相及Mg12Zn（Y,Gd）三种共晶相组成,说明Y含量变化对合金相的类型没有明显影响。然而,随着Y含量从1 wt.%增加到3 wt.%,Y含量的改变使得合金中第二相的数量增加,第二相和晶粒的尺寸先减小后增大,相应地,试验合金的室温抗拉性能首先增大然后减小,含2 wt.%Y试验合金展示了相对较高的铸态抗拉性能。4)热处理对Mg-10Gd-x Y-1Zn-0.6Mn（x=1-3wt.%）试验镁合金的显微组织和抗拉性能影响明显。试验合金经460-520℃×4-24h固溶处理后,第二相的数量和尺寸明显减小,且固溶温度越高,第二相数量越少。同时,试验合金经520℃×24h+200-250℃×24h时效处理后,晶粒尺寸变小,第二相弥散析出。此外,试验合金经520℃×12h/24h固溶后,合金的室温抗拉性能总体呈增加趋势,其中520℃×24h固溶对性能的改善作用优于520℃×12h固溶。然而,试验合金经520℃×24h固溶+200℃/225℃×24h时效后,虽然合金的延伸率明显提高,但抗拉强度和屈服强度并没有得到改善。在不同Y含量的试验合金中,含2 wt.%Y试验合金时效后的抗拉性能相对较佳,其抗拉强度、屈服强度和延伸率分别达到了212.7MPa、189.6MPa和9.8%。5)无论是不含Zn的Mg-10Gd-x Y-0.6Mn（x=1-3 wt.%）试验镁合金还是含Zn的Mg-10Gd-x Y-1Zn-0.6Mn（x=1-3 wt.%）试验镁合金,Y含量变化对合金的铸态和热处理态抗拉性能均存在较大影响,在1、1.5、2和3 wt.%四个Y含量中,含2 wt.%Y试验合金展示了相对较佳的铸态和热处理态抗拉性能。
岳建行[2]（2020）在《Mg-Zn-Gd系中三元化合物相的形成及其合金性能的研究》文中认为镁合金具有较高的比强度、比刚度,阻尼性能和电磁屏蔽性能优异,同时具有加工性能好、易回收等优点,因而得到广泛的应用。同时,镁合金的塑性低、耐蚀性差等缺点又极大的限制了其更加广泛的发展空间和应用潜力。研究发现通过向镁合金中添加稀土元素可以明显提高合金的性能,因此近些年来稀土镁合金成为镁合金研究领域的一个热点。目前Mg-Zn-Gd合金的研究仍处于初步阶段,合金中相的组成及演变规律尚不明晰。因此,本文以Mg-Zn-Gd系合金为主要研究对象,探究合金中三元相的演变规律及合金性能。本文主要采用常规铸造方法制备出一系列不同实验条件和工艺参数的Mg-Zn-Gd系合金,通过多种不同的分析测试手段研究了合金成分、熔体保温时间、合金凝固速度对Mg-Zn-Gd合金的微观组织形貌及构成的影响,重点研究并分析了合金中杆状相的演变规律及含杆状相的Mg-Zn-Gd合金的热稳定等性能。研究结果表明:不同稀土Gd含量的Mg-Zn-Gd合金中的微观组织形貌不尽相同,Mg70-xZn30Gdx（x=3,4,5）三种合金中都存在有α-Mg相、Mg7Zn3相,此外,Mg67Zn30Gd3合金中还存在花瓣状准晶相,Mg66Zn30Gd4合金中还存在弥散分布的点状GdZn相及对称分布的杆状相,Mg65Zn30Gd5合金中另外存在点状GdZn相和一种形貌不规则的相。对Mg66Zn30Gd4合金中对称分布的杆状相进行分析发现,杆状相含有Mg、Zn、Gd三种元素为“三元杆状相”且各元素含量与准晶相相近,通过透射电子显微镜分析发现杆状相的衍射斑点复杂、不具有准晶相衍射特征。对Mg66Zn30Gd4合金中对称杆状相的演变规律研究,发现杆状相的演变存在两种方式:第一种是合金熔体中首先形成片层状共晶结构,并且沿着中间线状α-Mg相分成对称的两部分,然后两部分枝晶相分别发生进一步的演变,各自由枝晶相转变成杆状相,最后形成对称分布的杆状相;第二种也是首先在合金熔体中形成片层状共晶结构,共晶结构也以中间线状α-Mg相为分界线分成对称的两部分,随后共晶结构整体演变成一条粗大的杆状相结构,然后从杆状相两端开始向内部不断凹陷,最后分裂成两部分即形成对称分布的杆状相。熔体保温时间、合金成分及熔体凝固速度都对Mg-Zn-Gd合金的组织形貌特别是杆状相的形成有着重要的影响;在Mg70-xZn30Gdx（x=3,4,5）三种合金的性能研究中发现,杆状相的热稳定性比准晶相更高,并且杆状相在升温过程中出现负的电阻率温度系数现象,因此推测杆状相的原子空间排列结构类似准周期结构或者亚稳态结构。杆状相的耐蚀性最好,所以在一定程度下合金中杆状相体积分数越高合金的耐腐蚀性能越好;Mg67Zn30Gd3合金中准晶相起到的颗粒增强相的效果因而合金的硬度及耐磨性最好。Mg66Zn30Gd4合金中杆状相的颗粒增强效果比准晶相差,所以合金的硬度及耐磨性比准晶合金稍差。Mg65Zn30Gd5合金中没有较为规则的颗粒增强相,所以合金的力学性能在三者中最差。从合金成分、热稳定性等方面分析表明杆状相与准晶相较为接近,杆状相的电阻率-温度曲线出现负温度系数表明其晶体具有类似准周期的亚稳态结构,但是杆状相的衍射斑点图像不具有准晶相特征,因此推测杆状相是一种“三元类准周期结构”相。
葛行敬[3]（2018）在《Mg-Zn-Nd系合金准晶相的形成与稳定性的研究》文中研究指明镁合金因其一系列优异的性能而被广泛应用,然而易氧化、强度低等缺点又限制了它的发展。稀土元素可以通过固溶强化和时效强化提高合金的性能。当合金成分适当时,稀土元素Nd、Y可以在合金中形成准晶相,这大大提高了合金的综合力学性能。目前关于Mg-Zn-Nd或Mg-Zn-Y等三元准晶相的研究较多,当两种元素同时加入合金中的结果探究较少。因此,本文以Mg-Zn-Nd-（Y）准晶相的制备入手,探究多元准晶的形成机理和稳定性。本文主要采用常规凝固铸造技术、亚快速和快速凝固技术制备Mg-Zn-Nd系合金,通过多种分析测试手段,探究不同成分的Mg-Zn-Nd系合金的微观组织形貌和主要生成相的微观形貌及组织构成,重点分析准晶相的微观形貌和形核长大机理;探究不同凝固条件和凝固速度对Mg-Zn-Nd系准晶相的微观形貌和组织演变的影响;在不同温度和不同保温时间对Mg-Zn-Nd系准晶合金进行热处理,探究热处理对合金组织演变和对准晶相稳定性的影响。研究结果表明:Mg-Zn-Nd-（Y）准晶相可以通过常规凝固铸造、亚快速和快速凝固技术制备。不同的合金成分和冷却速率都能形成差别较大的微观组织形貌。Mg-Zn-Nd准晶相是圆整度较高的光滑球体,成分为Mg40Zn55Nd5。当合金中Nd/Y原子比在1/2-1/3、Y元素的含量为1.25at%时,合金中的花瓣状准晶相的数量最多。Mg-Zn-Nd-Y准晶相的最终形貌是两种稀土元素Nd、Y共同作用的结果。常规凝固铸态Mg-Zn-Nd-（Y）合金的熔体凝固路径较为复杂,初生准晶相在稀土元素和Zn元素含量较高的地方形成,且沿着五次对称的方向生长。准晶I相和α-Mg的共晶组织在初生准晶相的周边形成并且沿着其五次花瓣方向呈放射状生长。亚快速和快速凝固的凝固路径相对简单,准晶I相直接从过冷熔体中析出。快速凝固时,Mg7Zn3相消失不见,这是因为Mg7Zn3相为低温稳定相,在快速凝固过程中,合金中的低温稳定相的形成被逐渐抑制。合金熔体中存在的二十面体短程序ISRO为准晶的形核质点,快速凝固过程中形成的较大过冷度会增大ISRO的形成几率。铸态合金中的准晶相是以小平面生长的方式长大,快速凝固合金中的准晶相主要是以非小平面的方式长大。经过300℃-24h退火处理后,Mg-Zn-Nd-（Y）合金中的准晶相都能稳定存在,并未发生明显变化。350℃-24h退火处理破坏了准晶相的稳定性,Mg-Zn-Nd准晶相发生熔解,Mg-Zn-Nd-Y准晶相全部转变成D相和Z相。Mg7Zn3相分解成MgZn相和α-Mg相。通过XRD和EDS能谱分析,杆状相为准晶类似相Z相,其成分接近Mg28Zn65RE7的理想配比成分。
吴金珂[4]（2016）在《Mg-Zn-Y准晶增强镁基复合材料制备工艺与性能的研究》文中提出作为目前最轻的工程金属材料,被誉为“2l世纪绿色工程材料”的镁合金,具有较佳的比强度、比刚性、切削性、减振性以及易于回收等优点,被广泛应用于航空航天、汽车工业和数码3C产品的零件上。但是,镁合金存在塑性变形能力差、绝对强度低、容易氧化以及高温抗蠕变性能差等问题,限制了它在工业中的进一步应用。由于Mg-Zn-Y二十面体准晶相（I-phase）具有的高硬度、高弹性模量,并且能够与镁合金基体良好结合,可以应用于基体镁合金的强化相。因此,制备稳定的准晶增强镁基复合材料,能够为镁合金的强化研究提供新途径。本文采用常规铸造的方法制备Mg-Zn-Y二十面体稳定准晶中间合金,将制备的Mg-Zn-Y准晶中间合金作为增强体,通过外加法引入到基体AZ91D镁合金中,采用挤压铸造工艺获得准晶增强AZ91D镁基复合材料,研究不同工艺参数对复合材料显微组织和力学性能的影响;最后,采用挤压铸造法制备自生准晶增强Mg93Zn6Y1镁基复合材料,并研究挤压压力对材料显微组织和力学性能的影响。实验结果发现:采用常规的铸造方式,在实验设计的Mg-47Zn-xY（x=2.5,3.5,4.5,5.5,6.5,7.5,wt%）和Mg-45Zn-5.5Y（wt%）中均获得了稳定的二十面体准晶I-phase。随着合金中Y含量的增加,准晶相的含量逐渐增多,尺寸逐渐增大;随着Zn元素减少（Zn=45wt%）,合金中的I-phase由花瓣状变为不规则的多边形状,合金显微组织中的（α-Mg+I-phase）层片状共晶组织消失,黑色颗粒状的α-Mg增多,尺寸增大;随着冷却速率减缓,准晶相充分长大直到熟化脱落,最后形成一朵花瓣状准晶。重力铸造（0 MPa）工艺下,Mg3YZn6准晶相能够很好的遗留在AZ91D基体镁合金,变成球形,均匀分布在α-Mg基体的晶界或者晶内;准晶增强镁基复合材料力学性能提高明显,其抗拉强度是146.3MPa,断后伸长率是4.08%,相比于基体AZ91D分别提高了41.63%和44.68%;复合材料断口主要由解理面和撕裂棱组成,具有典型的脆性断裂的特征。相比于重力铸造,挤压铸造工艺更有助于镁基复合材料力学性能提高;当浇注温度为700℃,挤压压力为100MPa时,复合材料拉抗拉强度和伸长率达到最大值,分别是201.5MPa和8.20%,相比重力铸造增加幅度为37.7%和100.9%;此时,经过固溶和时效热处理后的抗拉强度和延伸率分别提高到233.5MPa和9.81%。挤压铸造Mg93Zn6Y1镁合金的显微组织由α-Mg相和I-phase两相组成。准晶相以（I-phase+α-Mg）层片状共晶组织形态存在,呈网状分布在α-Mg枝晶间。增大挤压压力,合金显微组织得到改善,层片状共晶组织变得细小,且由连续网状逐渐变为断裂网状,分布更均匀。当挤压压力从0 MPa增大到150 MPa时,Mg93Zn6Y1镁合金的抗拉强度由148.3 MPa增加到193.5 MPa,伸长率从2.41%增加到4.23%,增幅分别为30.48%和75.52%。合金拉伸试样的断口呈现准解理断裂特征。
郑阳[5]（2016）在《稀土Gd和Y对Mg-Zn-（GdY）系合金中的准晶相及组织性能的影响》文中研究指明本论文采用高频感应熔炼法制备Mg-Zn-RE（RE=Gd,Y）系合金,通过控制中间合金的加入量以及反应温度、反应时间以及热处理条件,制得含不同成分的Mg-Zn-Gd与Mg-Zn-Gd-Y合金。主要运用金相显微镜（OM）、X射线衍射谱（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）以及透射电子显微镜（TEM）等表征技术探讨了稀土Gd和Y对合金中二十面体准晶相（I相）的形成及其对组织性能的影响。本论文主要内容包括三个部分:（1）Mg-Zn-Gd与Mg-Zn-Gd-Y合金中I相组织和形貌的观察;（2）Gd和Y在Mg-Zn-RE中I相形成过程中的作用及组织形成规律的探讨;（3）固溶时效热处理对Mg-Zn-Gd-Y合金中I相形态与合金硬度的影响。首先,按照设计成分在高频感应加热器中制备Mg-Zn-Gd合金和Mg-Zn-Gd-Y合金,使用扫描电子显微镜（SEM）观测I相的形貌,结合EDS能谱分析结果和XRD结果证明合金中确实存在I相组织。然后,使用透射电子显微镜（TEM）和选区电子衍射（SEAD）鉴定其确实衍射斑点具有五次旋转对称性,为简单二十面体准晶结构。其次,探讨了在四元Mg-Zn-Gd-Y合金中I相的形成规律,在设计成分为（Mg Zn）85Gd15-zYz（2.5<Z<5.5）的合金中,Gd的含量对I相的稳定生长起稳定作用。在I相中,当Gd含量高于3.94%时,I相的生长完成度随Gd含量的上升而变好,当Gd含量为5.65%时达到峰值后,Gd含量的提升不会对I相的生长产生影响;Y元素则在合金中起细化晶粒的作用,在0.21%≤Y≤2.90%时,Y含量越高,晶粒细化程度越高。再次,使用控制冷却的实验手段制备了不同生长阶段的准晶相。实验结果显示,I相在880K温度下通过包晶反应L+（Mg,Zn）5RE→I析出,Mg-Zn-Gd合金形成花瓣状或多边形状组织,Mg-Zn-Gd-Y合金形成花瓣状或链状组织。最后,对Mg-Zn-Gd-Y合金固溶时效热处理后的实验结果显示,固溶处理确能使Mg-Zn-Gd-Y合金的晶粒得到有效的细化,时效对合金硬度的提升效果明显。
张利[6]（2015）在《几种Mg-Zn-Y合金的组织性能及变形机制研究》文中认为镁合金以高比强度、比模量,良好的散热性、消震性以及资源丰富等优势,在航空航天、现代汽车及通讯电子等领域应用前景广阔。提高服役性能包括提高强度以及改善室温可成型性是促进其作为结构材料工业化发展的先决条件。而优化合金成分,改善加工及热处理工艺是改善镁合金综合性能的重要手段。本文以形成准晶I相性能优异的三元Mg-Zn-Y合金系作为研究对象,在研究合金元素对准晶I相形成影响规律的基础上,通过调控合金化元素的含量以及结合熔铸热加工等工艺优化合金组织,以期进一步提高该合金系的力学性能。具体研究了Zn、Y元素含量及Zn/Y质量比对合金中第二相形态及其形成过程的影响;对铸态性能优异的合金进行了热挤压及热轧变形,探讨了热变形过程对合金组织、织构及力学行为的影响;分析了变形合金在静载及动载作用下的变形机制。研究结果表明:在普通铸造条件下,添加稀土Y元素促使Mg-Zn合金形成准晶IMg3Zn6Y及立方WMg3Zn3Y2为主要析出相的微观组织。Zn、Y元素含量不仅影响合金中析出相的数量,而且影响析出相的形态。当Zn/Y质量比接近5时,合金中析出相呈颗粒状;Zn/Y质量比为其他值时,第二相以“三叉”共晶及条片状存在。铸态合金性能随第二相数量的增加而提高。当析出相为颗粒状存在时,铸态合金的综合力学性能达到最佳,抗拉强度达到191.8MPa,断后伸长率为9.8%。优异的性能主要源于准晶I相自身高硬度、低表面能及其与基体共格等优良特性。经过350℃挤压比为12.75的热挤压后,合金中大部分α-Mg晶粒发生了再结晶,形成极其细小的再结晶晶粒。挤压态合金再结晶α-Mg晶粒平均尺寸为2μm左右,析出相以细小颗粒分布于基体中。经过挤压后合金获得优异的力学性能,其中挤压态Mg-5Zn-1Y合金的抗拉强度和屈服强度高达353.6MPa及325.8MPa,断后伸长率为13.4%。合金性能的改善来自于细晶强化,颗粒状准晶I相强化以及细小晶粒引发的非基面位错的滑移。另外,挤压变形使得合金中形成了较强的（0002）纤维织构,从而产生织构强化。经过425℃/15min退火,挤压比为12.75的Mg-5Zn-1Y及Mg-6Zn-1Y合金获得了完全的再结晶等轴晶。晶粒平均尺寸增大到10μm,析出相颗粒变化不大。退火处理使合金的强度降低,断后伸长率大幅度提高。退火态Mg-5Zn-1Y合金的抗拉强度降为279.2MPa,断后伸长率高达29.8%。EBSD结果分析表明,拉伸塑性的提高来自于退火过程中织构弱化引起（{1012}-{1011}）二次孪生交互发生对变形的协调。通过热分析及时效硬度变化确定了Mg-5Zn-1Y合金合理的时效工艺为225℃/8h。合金在处理过程中析出相以极其细小颗粒分布于基体中,同时析出长周期堆垛有序（LPOS）相,有利于合金强化。然而时效过程中合金晶粒明显粗化。晶粒的粗化引起的强度下降占主体地位导致合金强度最终表现为下降。挤压态Mg-5Zn-1Y的应变疲劳测试表明,应变幅较小（<0.7%）时,疲劳滞回曲线基本对称,疲劳的拉伸阶段表现为明显的应变率强化,压缩阶段均表现为循环软化;应变幅较大（>0.7%）时,疲劳滞回曲线明显不对称,所包含的面积随应变幅的增大而明显增大。主要是由于低应变幅下,合金的变形机制以位错滑移及滞弹性为主,位错滑移受第二相颗粒阻碍形成高密度位错引起循环硬化;而高应变幅下变形机制以位错滑移和孪生-去孪生为主,去孪生的过程引起循环软化。挤压态Mg-5Zn-1Y的动态（SHPB）压缩测试表明,合金抗压强度表现出明显的应变率强化,但屈服强度受影响较小。在相同加载速率下,沿挤压方向（ED）与垂直挤压方向（TD）性能差异较大,主要由于极高的应变速率以及合金中（0002）织构引起变形机制不同。高速应变条件下,与基体结合良好的析出相对性能提高极为有利。
王淼[7]（2015）在《Mg-8Sn基合金多元合金化及其强化机制研究》文中研究说明镁合金具有密度低，高比强度、高比刚度等一系列优点，因而被用于汽车、航空、电子、军事和民用及其他工业领域。但镁合金强度、高温蠕变等力学性能差仍是限制其应用的瓶颈。最近研发的Mg-Sn系合金具有微米增强高熔点（770℃）Mg2Sn相，从而使其热稳定性、力学性能高于传统的Mg-Al-Zn（AZ）和Mg-Zn-Zr（ZK）系列镁合金。当在Mg-Sn系合金中加入廉价的Zn、Al和Cu之后，不仅对调控合金的时效析出组织有较为显着的作用，通过调控Zn/Al质量百分比比，还会形成一种纳米准晶相（Mg-Zn-Al，I-phase），对镁合金产生很好的强化效果。本文采用常规铸造方法制备出Mg-8Sn-1Zn-xA（lx=1,2,3wt.%）合金、Mg-8Sn-1Zn-1Al-xCu（x=0,1,1.5,2.0wt.%）合金和Mg-8Sn-xZn-2Al（x=4,5,6wt.%）合金，利用金相分析（OM）、X射线衍射（XRD）、扫描电镜（SEM）、能量色散谱仪（EDS）和投射电镜（TEM）对合金的显微组织和相组成进行了分析；利用硬度测试仪和电子材料试验机测试了合金的力学性能。研究结果表明：（1）Mg-8Sn-1Al-1Zn（TZA811）合金主要由α-Mg和半连续网状的Mg2Sn相组成，凝固范围为92°C，二次枝晶间距为35.1μm。合金表现出明显的压痕尺寸效应（indentation size effect，ISE）。当合金中的Al含量增加为2wt.%和3wt.%时，镁基体中形成了孤岛状新相Mgx（ZnAl）1-x相；再者，随着Al含量的增加，Mg2Sn相的形貌逐渐从半连续网状向弥散分布的颗粒状转变，合金的二次枝晶间距也先减少到24.5μm（TAZ821）后略又增加到29.4μm（TAZ831），合金的显微硬度也逐渐增大。（2）当在Mg-8Sn-1Zn-1Al-xCu（x=0,1,1.5，2.0wt.%）合金中添加Cu后，合金中形成了两种沿晶界分布的新相AlMgCu相和Cu3Sn相，随着Cu含量的增多，合金的二次枝晶间距逐渐由35.1μm减少到24.3μm。拉伸试验结果表明，Cu含量为1.0wt.%和1.5wt.%时，合金的屈服强度和韧性优于不含Cu的合金，含量为1.5wt.%的合金表现出最好的综合机械性能，这主要是由于合金中第二相和晶界强化的作用。而Mg-8Sn-1Zn-1Al-2Cu合金抗拉强度和伸长率的降低主要是因为连续的AlMgCu相的出现以及Mg2Sn相粗大化的结果。（3）TZA862合金中出现了Mg-Zn-Al准晶相，通过TEM和EDS测试结果确定该准晶相为正二十面体的Mg42Zn45Al13准晶相，其形貌为微孔块状，并且与Mg2Sn相相邻，一起沿晶界分布。硬度和拉伸试验结果分析得出，合金的显微硬度、抗拉强度和伸长率均随着Zn含量的增加而增加，这主要是因为Zn含量的增加，合金晶粒细化和显微组织改善的效果。准晶增强TZA862合金在三种合金（TZA842、TZA852和TZA862）中表现出最佳的综合力学性能。
杨超平[8]（2015）在《凝固速度和热处理对Mg-Zn-Nd准晶合金组织演变的影响》文中研究表明自上世纪八十年代准晶首次在Al-Mn体系中被发现以来,就成为材料科学研究领域的新宠,受到了材料研究工作者的极大关注。经过几十年的不懈努力,诸多其它体系的准晶继而被一一发现。镁系准晶因其独特的结构类型成为材料界近年来研究的一大热点。镁系准晶具有高硬度、低表面能、耐热性和耐腐蚀性等优点,而且能与镁基体产生较强的界面结合力,所以被广泛用作镁合金的强化相。Mg-Zn-Nd二十面体球形准晶作为一种新型的镁系准晶,它的发现为准晶增强的高性能镁合金的开发和研究开辟了一条新的思路。Mg-Zn-Nd二十面体球形准晶属热力学较稳定的三维准晶,目前对于它的详细报道很少,各方面的研究仍处于起步阶段,尤其是不同的凝固速度和不同的热处理工艺制度对Mg-Zn-Nd球形准晶组织演变的影响规律缺乏系统的研究。因此,本文以Mg-Zn-Nd球形准晶的制备入手,从凝固速度和热处理两个方面对Mg-Zn-Nd球形准晶组织演变规律进行系统的探究,这对于二十面体球形准晶的理论和应用都具有十分重要的意义。本文分别通过普通铸造凝固和快速凝固技术制备Mg-Zn-Nd准晶合金并对其进行热处理。采用X射线衍射分析（XRD）、扫描电镜（SEM）、差热分析（DSC）、透射电镜（TEM）等测试手段,综合分析不同成分合金的微观组织;探讨Mg-Zn-Nd准晶合金中球形准晶相的形成机制;讨论不同凝固条件和凝固速度对Mg-Zn-Nd准晶合金的微观组织、凝固路径、凝固特性,以及对球形准晶相的微观形貌、数量和成分的影响;研究不同的热处理制度对Mg-Zn-Nd准晶合金的微观组织和相转变的影响,以及对球形准晶相的形貌、成分的影响,进一步探究Mg-Zn-Nd球形准晶的热力学稳定性。结果表明:Mg-Zn-Nd准晶能够通过普通铸造凝固和快速凝固等方法获得。不同的凝固速度下,准晶I相均可直接从过冷熔体中析出。通过普通铸造凝固制备的合金中,Nd元素的含量和Mg/Zn的原子比值对合金的微观组织有较大影响。当合金中Mg/Zn的原子比值保持在2.52.6之间,Nd的原子百分含量为1.2%时,合金微观组织中的球形准晶相数量最多且均匀的分布在Mg7Zn3基体相中,合金中不含有其它的相。二十面体球形准晶相的形成同样遵循形核和长大的规律,最终形貌是在形成过程中受到Nd元素的吸附作用,生长界面形式和界面稳定性等因素共同作用的结果。通过普通铸造方法制备的不同凝固条件的Mg-Zn-Nd准晶合金块体,其微观组织、凝固特性以及组织中准晶I相的微观形貌都有所不同。在此实验中,合金的浇注模具不同其凝固速度也不同。铜模的凝固速度最大,其合金中所含的球形准晶数量最多、尺寸最小、圆整度最高;随着浇注模具的不同,凝固速度减小,合金中球形准晶相的数量减少、尺寸增大、微观形态开始发生变异。通过快速凝固方法制备的Mg-Zn-Nd准晶合金薄带,随着转速的提高,凝固速度的增大,合金组织中单位面积所含准晶相数量不断增多,尺寸逐渐减小。当转速大于等于800转/分时,组织中的Mg-Zn-Nd准晶颗粒形成了大量的微晶。Mg-Zn-Nd准晶合金在300℃条件下经50h热处理后,球形I相都能稳定存在并未发生变化,且铸态合金中的Mg7Zn3基体相分解成MgZn相和α-Mg相的混合组织,其中还有少量的MgZn2相存在。说明球形I相在300℃时有良好的热力学稳定性,不会发生分解或熔化。而Mg-Zn-Nd准晶合金在350℃条件下经30 h热处理后,合金组织发生明显变化,球形I相发生熔解现象,有的形态很不完整,有的已经熔解殆尽。350℃-30h热处理后合金组织中的其它相也是MgZn相和黑色的α-Mg相的混合组织,同时存在少量的MgZn2相。说明球形I相在350℃时热力学不稳定,不能稳定的存在。
吴海荣[9]（2014）在《Mg-Zn-Gd准晶增强AZ31镁基复合材料微观组织及力学性能》文中研究指明本论文以Mg-Zn-Gd准晶中间合金为增强相，AZ31镁合金为基体合金，利用多次循环塑性变形技术制备准晶增强镁基复合材料。采用金相显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、透射电子显微镜（TEM）、X射线衍射（XRD）、能谱分析（EDS）、热分析仪（DSC）、显微硬度计和拉伸仪及磨损设备等检测分析手段，对复合材料的组织和性能进行了研究和分析。研究结果表明，Mg-Zn-Gd准晶中间合金铸态的组织由初生相，初生相和液相发生包晶反应生成大块准晶相，MgZn相以及-Mg固溶体组成，其中准晶相的含量大约在70%左右。准晶中间合金含量为10wt.%、变形次数为250次的复合材料具有较好的室温拉伸性能，其抗拉强度为362.3MPa。在高温（175℃）时发现，准晶中间合金含量为10wt.%和15wt.%两个成分的复合材料在变形次数从250次增加到300次时，分别增加了37.1MPa和39.9MPa，拉伸强度增加比较明显，而纯AZ31镁合金的拉伸强度只增加了6.2MPa。由于复合材料的晶粒尺寸变化主要是反复塑性变形过程的晶粒细化、挤压时的动态再结晶及后来的静态再结晶时的晶粒长大相互作用的结果，塑性变形过程中晶粒细化主要是由于在变形过程中形成的位错胞转化成小角度晶界，在变形的进一步过程中，小角度晶界演变为大角度晶界，从而达到细化晶粒的作用；此外，第二相对位错运动的钉扎阻碍作用，这些都可以有效的提高材料的力学性能。对复合材料进行磨损实验，结果表明，在经过250次塑性变形后，含有15wt.%准晶中间合金的复合材料的耐磨性较好，并且在载荷达到175g时，磨损体积趋于稳定，并且有减小的趋势。通过分析可以得出本研究实验中由于准晶增强颗粒的加入，有效地提高了复合材料的耐磨性能。
吴明[10]（2014）在《准晶增强AM60镁合金的研究》文中研究表明1984年，在Al-Mn体系中，在快速凝固的条件下人类首次发现准晶，准晶从此走进研究学者的视野，并且在其他的诸多体系中同样证明准晶的存在。准晶的非周期性，表现出非常特别的性能，与传统的金属材料相比，准晶体增强后的材料，性能更加满足其工业上的应用要求。镁合金因为其自身的低密度和高比强度性质，在诸多行业中作用巨大。镁合金近些年在汽车行业的应用备受关注，但和铝合金相比，镁合金因为其机械性能比较低及不耐腐蚀等缺点，严重阻碍了镁合金在实际生产中的使用，只有部分挤压铸造的镁合金性能可满足汽车行业指标。AM60镁合金是常见的一种工业应用材料，较AZ91系列镁合金而言，AM60具有更优良的延展性，但强度相对比较低。目前人们对AM60组织及性能的认识与研究还比较薄弱。AM60镁合金的多项性能目前还满足不了汽车轮毂零件相关指标的严格要求，在此背景下，提高其性能的相关研究工作就显得尤为重要。准晶以优良的特征，吸引了众多研究学者的目光，准晶增强AM60镁合金的研究为其应用开辟了新的领域。本研究试图通过利用准晶的特征来增强AM60镁合金。研究内容主要包括三个板块：第一板块，控制一定的熔炼温度，用重力浇注的方式，首先制备出Mg-Zn-Y三元准晶中间合金。采用OM观察、SEM技术、EDS、以及XRD技术等测试，对试验制备的准晶中间合金进行组织形貌观察、成分鉴定、物相检测、物相分布的研究，以及准晶基体合金的强化效果，即对组织和性能的影响。少量Y原子使初生的物相α-Mg+MgxZny向准晶相转变，生成的准晶相为Mg42Zn50Y8，呈现四、五、六花瓣样的结构形貌，且不含“花蕊”。Mg7Zn3相和Mg42Zn50Y8准晶相两者之间交替形成“菌”状结构，该现象说明体系中有共晶组织存在。加一定量Mg42Zn50Y8准晶中间合金到AM60中，能够改变基体晶粒的形成与长大过程，起晶粒细化作用，在一定范围内，随着准晶量的增加，晶粒尺寸逐步减小。准晶中间合金使得AM60硬度由原来的54HB增加到74.5HB，拉伸强度由165MPa增加到204MPa，屈服强度由75MPa增加到100MPa，合金的伸长率没有明显的变化。第二板块，采用常温重力浇注方法，制备Mg-Zn-Y-Mn四元准晶中间合金，并用该准晶中间合金对AM60镁合金进行强化，同时研究非金属元素Si对AM60镁合金组织性能的影响，确定最佳成分比例，将准晶中间合金与Si复合强化基体镁合金。MZYM准晶中间合金主要为：Mg40Zn46Y9M5准晶相、-Mg基体、Mg7Zn3相和-Zn相。Mg7Zn3和准晶相也交替形成“菌”状结构，形成共晶组织。Mn含量的增加，使Mg-Zn-Y-Mn准晶中间合金中“菌”状结构向五花瓣状转变，最终向带有球状“花蕊”的五花瓣状转变。Mg-Zn-Y-Mn准晶改变基体晶粒的形成与长大过程，起到晶粒细化和弥散强化作用，使得AM60硬度由原来的54HB增加到74HB，拉伸强度由165MPa增加到205MPa，屈服强度由75MPa增加到117MPa，伸长率由原来的6.5%最多升高至7.9%。常规铸造制备Si增强的AM60镁合金材料，形成Mg2Si增强相，Si外加量为1.0%时，Mg2Si主要为树枝状、棒状或者不规则的块状，体系中Si的含量继续增添，当百分含量超过1.5时，过多的非金属元素Si，发生结晶现象，使Mg2Si出现粗化。合金体系中添加Si在一定程度上能够提高合金材料的硬度及强度，但对伸长率的影响效果甚微。通过同时添加8%MZYM准晶中间合金和1.0%Si到AM60镁合金中，AM60镁合金的硬度由原来的54HB增加到77HB，拉伸强度由原来165MPa增加到212MPa，屈服强度由原来的75MPa增加到119MPa，伸长率变化不大。第三板块，不仅研究Mg-Zn-Y-Mn四元准晶中间合金对AM69镁合金的影响，同时研究非金属元素Se对AM60镁合金的影响，确定两者的最佳复合比例，将准晶中间合金与Se复合强化基体镁合金。采用常规铸造制备Se增强的AM60镁合金材料，形成AlxSey增强相，Se对Mg17Al12相的析出过程有一定的影响，减小Mg17Al12数量及尺寸，抑制相的析出，使得AM60镁合金材料的伸长率明显增加。通过同时添加8%MZYM准晶中间合金和0.8%Se到AM60镁合金中，AM60的硬度由原来的54HB增加到73HB，拉伸强度由原来165MPa增加到201MPa，屈服强度由原来的75MPa增加到103MPa，伸长率由原来的6.5%上升到10.2%。
二、镁系准晶与高性能镁合金（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、镁系准晶与高性能镁合金（论文提纲范文）
（1）Mg-10Gd-xY-（Zn）-0.6Mn铸造镁合金的显微组织和力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 镁合金的特点及应用 |
| 1.1.1 镁合金的特点 |
| 1.1.2 镁合金的应用 |
| 1.2 镁的合金化及其合金元素的作用 |
| 1.3 镁合金的强化机制 |
| 1.3.1 固溶强化 |
| 1.3.2 析出强化 |
| 1.3.3 细晶强化 |
| 1.3.4 加工硬化 |
| 1.3.5 特殊结构强化 |
| 1.4 稀土镁合金的特点及分类 |
| 1.4.1 稀土镁合金的特点 |
| 1.4.2 稀土镁合金的分类 |
| 1.5 Mg-Gd-Y-Zn-Mn镁合金的研究现状 |
| 1.5.1 Mg-Gd-Y系镁合金的研究现状 |
| 1.5.2 Mg-Zn-RE系镁合金研究现状 |
| 1.5.3 Mg-Gd-Y-Mn镁合金的研究现状 |
| 1.5.4 Mg-Gd-Y-Zn-Mn合金的研究现状 |
| 1.6 本文主要研究的目的和意义 |
| 1.7 本文的研究内容 |
| 2 实验材料及方法 |
| 2.1 本试验的设计思路 |
| 2.2 本试验合金的成分设计 |
| 2.3 试验镁合金的熔炼及其制备 |
| 2.3.1 熔炼试验原材料 |
| 2.3.2 熔炼试验 |
| 2.4 试验镁合金的热处理工艺 |
| 2.5 合金的组织和性能检测方法 |
| 2.5.1 DSC-TG 差示扫描量热仪分析 |
| 2.5.2 金相分析 |
| 2.5.3 SEM及 EDS分析 |
| 2.5.4 XRD物相分析 |
| 2.5.5 显微硬度测试 |
| 2.5.6 室温拉伸性能测试 |
| 3 实验结果与讨论 |
| 3.1 Mg-10Gd-xY-0.6Mn镁合金的显微组织和力学性能 |
| 3.1.1 Mg-10Gd-xY-0.6Mn镁合金的铸态显微组织和力学性能 |
| 3.1.2 Mg-10Gd-xY-0.6Mn镁合金热处理后的显微组织和力学性能 |
| 3.1.3 小结 |
| 3.2 Mg-10Gd-xY-1.0Zn-0.6Mn镁合金的显微组织和力学性能 |
| 3.2.1 Mg-10Gd-xY-1.0Zn-0.6Mn镁合金的铸态显微组织和力学性能 |
| 3.2.2 Mg-10Gd-xY-1.0Zn-0.6Mn镁合金热处理后的显微组织和力学性能 |
| 3.2.3 小结 |
| 3.3 分析与讨论 |
| 3.3.1 Y含量变化对含Zn和不含Zn试验镁合金组织和性能的影响 |
| 3.3.2 Zn添加对Mg-10Gd-xY-0.6Mn镁合金组织和性能的影响 |
| 4 主要结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 个人简历、在学期间发表的学术论文及取得的研究成果 |
（2）Mg-Zn-Gd系中三元化合物相的形成及其合金性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 镁及镁合金 |
| 1.1.1 镁及镁合金概述 |
| 1.1.2 镁及镁合金的应用 |
| 1.1.3 镁合金的强化机制 |
| 1.2 准晶的概述 |
| 1.2.1 准晶的发现 |
| 1.2.2 准晶的分类 |
| 1.2.3 准晶的制备 |
| 1.2.4 准晶的性能与应用 |
| 1.3 镁系准晶合金 |
| 1.3.1 镁系准晶的分类 |
| 1.3.2 Mg-Zn-RE系准晶合金 |
| 1.4 Mg-Zn-Gd系合金中的三元相 |
| 1.5 研究内容与意义 |
| 1.5.1 研究内容 |
| 1.5.2 研究意义 |
| 第二章 实验方案与研究方法 |
| 2.1 实验工艺流程 |
| 2.2 实验材料及设备 |
| 2.3 实验合金的制备 |
| 2.4 分析与性能测试 |
| 第三章 Mg-Zn-Gd系合金中杆状相的形成研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Mg-Zn-Gd系合金铸态组织研究 |
| 3.3 Mg-Zn-Gd系合金中对称杆状相的演变过程研究 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 不同因素对Mg-Zn-Gd合金中杆状相形成的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 熔体保温时间对Mg-Zn-Gd合金微观组织的影响 |
| 4.3 合金成分对Mg-Zn-Gd合金微观组织的影响 |
| 4.3.1 Gd元素含量对Mg-Zn-Gd合金微观组织的影响 |
| 4.3.2 不同稀土元素对Mg-Zn-RE合金微观组织的影响 |
| 4.3.4 Ca、Mn元素添加对Mg-Zn-Gd微观合金组织的影响 |
| 4.4 凝固速度对Mg-Zn-Gd合金微观组织的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 含杆状相的Mg-Zn-Gd合金的性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 含杆状相的Mg-Zn-Gd合金的热稳定性能研究 |
| 5.3 含杆状相的Mg-Zn-Gd合金的电阻率性能研究 |
| 5.4 含杆状相的Mg-Zn-Gd合金的耐腐蚀性能研究 |
| 5.5 含杆状相的Mg-Zn-Gd合金的耐磨性能研究 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 |
（3）Mg-Zn-Nd系合金准晶相的形成与稳定性的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 镁及镁合金 |
| 1.1.1 镁合金的特点 |
| 1.1.2 镁合金的应用 |
| 1.1.3 镁合金的强化机制 |
| 1.2 准晶概述 |
| 1.2.1 准晶的发现 |
| 1.2.2 准晶的特性和应用 |
| 1.2.3 准晶的制备 |
| 1.3 镁系准晶的研究进展 |
| 1.3.1 镁系准晶的分类 |
| 1.3.2 Mg-Zn-Y准晶的形成机制 |
| 1.3.3 Mg-Zn-Nd准晶的形成机制 |
| 1.3.4 多元准晶 |
| 1.4 热处理对镁合金的影响 |
| 1.5 研究内容与意义 |
| 1.5.1 研究内容 |
| 1.5.2 研究意义 |
| 第二章 实验方案设计与研究方法 |
| 2.1 实验工艺流程 |
| 2.2 实验原料及设备 |
| 2.3 实验过程 |
| 2.4 分析和性能测试方法 |
| 第三章 Mg-Zn-Nd系准晶合金的微观组织 |
| 3.1 合金成分设计 |
| 3.2 Mg-Zn-Nd系准晶合金的铸态显微组织 |
| 3.2.1 Mg-Zn-Nd准晶合金的微观组织特征 |
| 3.2.2 不同Y含量对Mg-Zn-Nd-Y准晶合金微观组织变化的影响 |
| 3.2.3 不同Nd/Y原子比对Mg-Zn-Nd-Y准晶合金微观组织变化的影响 |
| 3.2.4 Mg-Zn-Nd-Y准晶合金中主要相 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 Mg-Zn-Nd系准晶合金的凝固行为及准晶相的形成机理 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同凝固条件的Mg-Zn-Nd准晶合金的微观组织和凝固特性 |
| 4.2.1 不同凝固条件的Mg-Zn-Nd准晶合金的微观组织 |
| 4.2.2 不同凝固条件的Mg-Zn-Nd准晶合金的凝固特性 |
| 4.2.3 快速凝固Mg-Zn-Nd准晶合金薄带厚度与冷却速度的关系 |
| 4.2.4 快速凝固Mg-Zn-Nd准晶合金的微观组织 |
| 4.2.5 快速凝固Mg-Zn-Nd准晶合金的凝固特性 |
| 4.3 不同凝固条件的Mg-Zn-Nd-Y准晶合金的微观组织 |
| 4.4 Mg-Zn-Nd-Y准晶的形成机制 |
| 4.4.1 不同冷却速率的Mg-Zn-Nd-Y准晶合金的凝固过程 |
| 4.4.2 不同冷却速率的Mg-Zn-Nd-Y准晶相的形成机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 热处理对Mg-Zn-Nd系合金准晶相的稳定性的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 铸态Mg-Zn-Nd准晶合金热处理后的微观组织 |
| 5.3 铸态Mg-Zn-Nd-Y准晶合金热处理后的微观组织 |
| 5.3.1 Mg-Zn-Nd-Y准晶合金热处理工艺参数 |
| 5.3.2 铸态Mg-Zn-Nd-Y准晶合金热处理后的微观组织 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 |
（4）Mg-Zn-Y准晶增强镁基复合材料制备工艺与性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 准晶 |
| 1.1.1 准晶的发现与分类 |
| 1.1.2 准晶的性能与应用 |
| 1.1.3 准晶的制备方法 |
| 1.1.4 镁系准晶研究现状 |
| 1.1.5 准晶增强镁合金 |
| 1.2 镁及镁合金 |
| 1.2.1 镁及镁合金特点及应用 |
| 1.2.2 镁合金的强化机理 |
| 1.2.3 镁合金挤压铸造 |
| 1.3 本文研究目的、意义及内容 |
| 1.3.1 本文研究目的与意义 |
| 1.3.2 本文研究内容 |
| 2 实验方案与过程 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 实验过程 |
| 2.3.1 常规铸造制备Mg-Zn-Y准晶中间合金 |
| 2.3.2 挤压铸造制备准晶增强镁基复合材料 |
| 2.3.3 镁基复合材料热处理工艺 |
| 2.4 材料表征及性能检测 |
| 2.4.1 光学显微组织分析 |
| 2.4.2 X射线衍射分析 |
| 2.4.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.4.4 透射电子显微镜分析 |
| 2.4.5 差示扫描量热分析 |
| 2.4.6 拉伸力学性能分析 |
| 3 Mg-Zn-Y准晶中间合金的制备与研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Mg-Zn-Y准晶中间合金的制备 |
| 3.2.1 合金成分选择 |
| 3.2.2 实验技术路线 |
| 3.3 合金成分Mg-Zn-Y准晶中间合金显微组织的影响 |
| 3.3.1 Y含量对准晶中间合金显微组织的影响 |
| 3.3.2 Zn含量对准晶中间合金显微组织的影响 |
| 3.4 冷却速率对Mg-Zn-Y准晶中间合金显微组织的影响 |
| 3.4.1 模具型号对准晶中间合金显微组织的影响 |
| 3.4.2Mg-Zn-Y准晶合金不同部位的显微组织 |
| 3.5 Mg-Zn-Y准晶相形成和生长机制 |
| 3.5.1 准晶相形成机制分析 |
| 3.5.2 准晶相生长机制分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 Mg-Zn-Y准晶增强AZ91D镁基复合材料制备工艺与性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Mg-Zn-Y准晶增强AZ91D镁基复合材料的制备 |
| 4.2.1 实验技术路线 |
| 4.2.2 镁基复合材料的增强体和基体 |
| 4.2.3 实验方案设计 |
| 4.3 重力铸造准晶增强AZ91D镁基复合材料的组织及性能 |
| 4.3.1 Mg-Zn-Y准晶对AZ91D镁合金显微组织的影响 |
| 4.3.2 Mg-Zn-Y准晶对AZ91D镁合金力学性能的影响 |
| 4.3.3 Mg-Zn-Y准晶对AZ91D镁合金断口形貌的影响 |
| 4.4 挤压铸造准晶增强AZ91D镁基复合材料的组织及性能 |
| 4.4.1 不同挤压压力对复合材料显微组织的影响 |
| 4.4.2 不同挤压压力对复合材料力学性能的影响 |
| 4.4.3 不同挤压压力下复合材料的断口形貌 |
| 4.4.4 不同浇注温度对复合材料显微组织的影响 |
| 4.4.5 不同浇注温度对复合材料力学性能的影响 |
| 4.4.6 不同浇注温度下复合材料的断口形貌 |
| 4.5 热处理对准晶增强AZ91D镁基复合材料的组织及性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 Mg-Zn-Y自生准晶增强镁基复合材料制备工艺与性能的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方案与过程 |
| 5.3 实验结果及分析 |
| 5.3.1 不同挤压压力下Mg_(93)Zn_6Y_1合金的显微组织分析 |
| 5.3.2 不同挤压压力下Mg_(93)Zn_6Y_1合金的力学性能分析 |
| 5.3.3 不同挤压压力下Mg_(93)Zn_6Y_1合金的断口形貌分析 |
| 5.4 本章小节 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间发表的论文及所取得的研究成果 |
| 致谢 |
（5）稀土Gd和Y对Mg-Zn-（GdY）系合金中的准晶相及组织性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 镁和镁合金 |
| 1.2.1 镁的特性 |
| 1.2.2 镁合金的特点及应用 |
| 1.3 准晶材料及应用 |
| 1.3.1 准晶材料的特性 |
| 1.3.2 准晶材料的应用 |
| 1.4 镁系准晶的研究现状 |
| 1.4.1 制备准晶镁合金的方法 |
| 1.4.2 Mg-Zn-RE系二十面体准晶相（I相）镁合金的研究进展 |
| 1.5 本论文的研究内容 |
| 第2章 实验过程与研究方法 |
| 2.1 实验原料及设备 |
| 2.2 实验合金成分设计思路 |
| 2.3 钆(Gd)在镁合金中的作用 |
| 2.4 实验合金的制备 |
| 2.4.1 原材料的准备 |
| 2.4.2 合金的熔炼 |
| 2.4.3 测试试样的制备 |
| 2.5 硬度测试 |
| 2.6 微观分析 |
| 2.6.1 金相显微分析 |
| 2.6.2 X射线衍射分析（XRD） |
| 2.6.3 扫描电子显微分析（SEM） |
| 2.6.4 透射电子显微分析（TEM） |
| 2.7 实验工艺流程 |
| 2.8 本章小结 |
| 第3章 Mg-Zn-Gd二十面体准晶组织形貌观察 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 Mg-Zn-Gd合金的物相分析及准晶相观察 |
| 3.3 Mg-Zn-Gd合金中准晶相的演化规律 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Mg-Zn-Gd-Y二十面体准晶组织形貌观察 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 稀土元素在Mg-Zn-Gd-Y合金中的作用 |
| 4.3 Mg-Zn-Gd-Y合金中准晶相的组织特征 |
| 4.4 稀土元素对Mg-Zn-Gd-Y合金中准晶相生长的影响 |
| 4.5 Mg-Zn-Gd-Y合金中准晶相的演化规律 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 固溶时效强化对Mg-Zn-Gd-Y合金的影响 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 固溶处理及其作用 |
| 5.3 时效处理及其作用 |
| 5.4 固溶时效热处理对Mg-Zn-Gd-Y合金组织形貌的影响 |
| 5.5 固溶时效热处理对Mg-Zn-Gd-Y合金硬度的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读硕士学位期间发表的论文 |
| 附录2 攻读硕士学位期间参加的科研项目 |
（6）几种Mg-Zn-Y合金的组织性能及变形机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 镁及镁的强化 |
| 1.1.1 镁的特性 |
| 1.1.2 镁的强化 |
| 1.2 常用镁合金体系 |
| 1.2.1 Mg-Al系合金 |
| 1.2.2 Mg-Li系合金 |
| 1.2.3 Mg-Zn系合金 |
| 1.2.4 Mg-RE系合金 |
| 1.3 准晶增强镁合金的研究进展 |
| 1.3.1 镁系准晶 |
| 1.3.2 准晶在镁合金中的作用 |
| 1.3.3 准晶增强镁合金的制备方法 |
| 1.4 准晶增强Mg-Zn-Y系镁合金 |
| 1.4.1 准晶增强Mg-Zn-Y（-Zr）合金的组织组成 |
| 1.4.2 准晶增强Mg-Zn-Y（-Zr）合金的变形加工 |
| 1.4.3 准晶增强Mg-Zn-Y（-Zr）合金的热处理 |
| 1.4.4 准晶增强Mg-Zn-Y（-Zr）合金的性能 |
| 1.5 课题研究的目的和意义 |
| 1.6 课题研究的主要内容 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 合金设计及熔炼 |
| 2.1.2 合金的塑性变形 |
| 2.1.3 合金的热处理 |
| 2.1.4 分析及测试样品的制备 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 微观组织结构分析 |
| 2.2.2 相变温度测试 |
| 2.2.3 宏观及微观织构测试 |
| 2.2.4 镁合金的耐蚀性能测试 |
| 2.2.5 镁合金的力学性能测试 |
| 第3章 铸态Mg-Zn-Y合金组织及性能 |
| 3.1 铸态Mg-Zn-Y合金显微组织 |
| 3.1.1 铸态Mg-Zn-Y合金显微组织 |
| 3.1.2 铸态Mg-Zn-Y合金的相分析 |
| 3.2 铸态合金第二相的形成过程 |
| 3.3 均匀化退火后合金的显微组织 |
| 3.4 合金的力学性能 |
| 3.5 合金的耐蚀性能 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 热变形Mg-Zn-Y合金组织织构及性能 |
| 4.1 热变形Mg-Zn-Y合金的显微组织 |
| 4.1.1 热挤压变形Mg-Zn-Y合金的显微组织 |
| 4.1.2 热轧变形Mg-Zn-Y合金的显微组织 |
| 4.1.3 热加工过程中合金组织演变分析 |
| 4.2 Mg-Zn-Y合金织构及Y含量对织构的影响 |
| 4.3 热变形Mg-Zn-Y合金的性能 |
| 4.3.1 热变形后合金的拉伸性能 |
| 4.3.2 热变形Mg-Zn-Y合金强化机理 |
| 4.3.3 热变形后合金的耐蚀性能 |
| 4.4 退火处理对挤压变形Mg-Zn-Y合金组织影响 |
| 4.4.1 退火处理对挤压态合金组织影响 |
| 4.4.2 退火处理对挤压态合金拉伸性能影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 时效处理对Mg-Zn-Y合金组织及拉伸性能的影响 |
| 5.1 时效处理Mg-Zn-Y合金的显微组织 |
| 5.1.1 Mg-Zn-Y合金的固溶及时效 |
| 5.1.2 时效处理Mg-Zn-Y合金的显微组织 |
| 5.2 时效处理Mg-Zn-Y合金的力学性能 |
| 5.2.1 时效处理Mg-Zn-Y合金的性能 |
| 5.2.2 时效对Mg-Zn-Y合金性能影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 Mg-Zn-Y合金的动态力学性能 |
| 6.1 交变载荷下Mg-Zn-Y合金的力学行为 |
| 6.1.1 不同应变幅下合金的力学行为及分析 |
| 6.1.2 不同应变幅下合金的断口分析 |
| 6.1.3 不同应变幅下合金的变形机制分析 |
| 6.2 Hopkinson快速压缩Mg-Zn-Y合金的力学行为 |
| 6.2.1 合金不同速率压缩后显微组织 |
| 6.2.2 合金快速压缩力学行为及分析 |
| 6.2.3 合金快速压缩断口SEM分析 |
| 6.3 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（7）Mg-8Sn基合金多元合金化及其强化机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 镁及镁合金 |
| 1.2.1 纯镁 |
| 1.2.2 镁合金 |
| 1.2.3 镁合金的应用 |
| 1.3 镁的合金化 |
| 1.4 镁合金的强化机制 |
| 1.5 准晶相 |
| 1.6 合金成分设计 |
| 参考文献 |
| 第二章 试验方法及过程 |
| 2.1 实验技术路线 |
| 2.2 合金的熔炼及浇铸工艺 |
| 2.2.1 实验原料和熔炼设备 |
| 2.2.2 熔炼前的准备 |
| 2.2.3 熔炼工艺过程 |
| 2.3 合金的显微组织观察 |
| 2.3.1 光学显微组织观察（OM） |
| 2.3.2 XRD 物像分析和热差分析（DSC） |
| 2.3.3 扫描电镜分析（SEM） |
| 2.3.4 投射电镜分析（TEM） |
| 2.4 力学性能测试 |
| 2.4.1 硬度测试 |
| 2.4.2 拉伸性能测试 |
| 第三章 Mg-8Sn-xAl-1Zn 合金组织及硬度压痕行为的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 本章实验内容 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 显微组织和分析模拟结果 |
| 3.3.2 显微硬度和 ISE 效应 |
| 3.4 小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 Mg-8Sn-1Al-1Zn-xCu 的组织和机械性能的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 本章实验内容 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 显微组织和相组成 |
| 4.3.2 合金的硬度 |
| 4.3.3 合金的拉伸性能 |
| 4.3.4 合金的断裂行为 |
| 4.4 小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 准晶相强化 Mg-8Sn-xZn-2Al 合金的机制研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 显微组织 |
| 5.2.1 金相图片（OM） |
| 5.2.2 XRD |
| 5.2.3 投射电镜（TEM） |
| 5.3 机械性能 |
| 5.3.1 显微硬度（Hv） |
| 5.3.2 拉伸试验测试 |
| 5.4 小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 攻读硕士期间成果 |
（8）凝固速度和热处理对Mg-Zn-Nd准晶合金组织演变的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 镁及镁合金 |
| 1.1.1 研究背景 |
| 1.1.2 镁合金的特点 |
| 1.1.3 镁合金的强化机制 |
| 1.2 准晶 |
| 1.2.1 准晶的发现 |
| 1.2.2 准晶材料的制备方法 |
| 1.2.3 准晶的性能特点 |
| 1.2.4 准晶的应用 |
| 1.3 镁系准晶 |
| 1.3.1 镁系准晶的分类、结构及特征 |
| 1.3.2 Mg-Zn-Nd准晶合金 |
| 1.4 Mg-Zn-Nd准晶与合金熔体凝固 |
| 1.5 Mg-Zn-Nd准晶与快速凝固形核理论 |
| 1.6 研究内容与意义 |
| 1.6.1 研究内容 |
| 1.6.2 研究意义 |
| 第二章 实验方案设计与研究方法 |
| 2.1 试验工艺流程 |
| 2.2 试验原料及设备 |
| 2.3 试验过程 |
| 2.4 分析和性能测试方法 |
| 第三章 Mg-Zn-Nd准晶合金的微观组织分析 |
| 3.1 合金成分设计 |
| 3.2 Mg-Zn-Nd准晶合金的铸态显微组织 |
| 3.2.1 不同Nd含量对Mg-Zn-Nd准晶合金微观组织变化的影响 |
| 3.2.2 不同Mg/Zn原子比对Mg-Zn-Nd准晶合金微观组织变化的影响 |
| 3.2.3 Mg-Zn-Nd准晶合金中主要相的分析 |
| 3.3 Mg-Zn-Nd准晶合金的结构分析 |
| 3.4 球形准晶相的形成机制 |
| 3.4.1 影响球形准晶最终生长形貌的因素 |
| 3.4.2 球形Mg-Zn-Nd二十面体准晶的形核 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Mg-Zn-Nd准晶合金的凝固行为与热稳定性 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 普通铸造凝固的Mg-Zn-Nd准晶合金微观组织与凝固特性的研究 |
| 4.2.1 不同凝固条件的Mg-Zn-Nd准晶合金微观组织分析 |
| 4.2.2 不同凝固条件的Mg-Zn-Nd准晶合金凝固特性分析 |
| 4.3 快速凝固Mg-Zn-Nd准晶合金微观组织与凝固特性的研究 |
| 4.3.1 快速凝固Mg-Zn-Nd准晶合金微观组织分析 |
| 4.3.2 快速凝固Mg-Zn-Nd准晶合金凝固特性分析 |
| 4.4 热处理对Mg-Zn-Nd准晶合金的影响 |
| 4.4.1 Mg-Zn-Nd准晶合金热处理工艺参数 |
| 4.4.2 铸态Mg-Zn-Nd准晶合金热处理后的微观组织 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 |
（9）Mg-Zn-Gd准晶增强AZ31镁基复合材料微观组织及力学性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题目的及意义 |
| 1.2 准晶及准晶增强镁基复合材料的研究现状 |
| 1.2.1 准晶的研究现状 |
| 1.2.2 准晶增强镁基复合材料的研究现状 |
| 1.3 镁合金的强化处理 |
| 1.3.1 合金化强化 |
| 1.3.2 热处理强化 |
| 1.3.3 细晶强化 |
| 1.3.4 复合强化 |
| 1.4 镁合金的塑性成形方法 |
| 1.4.1 等径角挤压 |
| 1.4.2 多次循环塑性变形方法 |
| 1.4.5 塑性变形晶粒细化原理 |
| 1.5 摩擦磨损的研究现状 |
| 1.5.1 摩擦磨损的概述 |
| 1.5.2 镁合金及镁基复合材料的研究 |
| 1.6 本文的研究目的和研究内容 |
| 1.6.1 研究目的 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 第2章 材料制备及研究方法 |
| 2.1 技术路线 |
| 2.2 基体合金和准晶中间合金的选择和制备 |
| 2.2.1 基体合金的选择和制备 |
| 2.2.2 准晶中间合金的选择和制备 |
| 2.3 复合材料的制备工艺 |
| 2.4 材料的显微组织分析方法 |
| 2.4.1 成分分析（XRF） |
| 2.4.2 X 射线衍射分析（XRD） |
| 2.4.3 光学显微组织分析（OM） |
| 2.4.4 扫描电子显微分析（SEM） |
| 2.4.5 透射电子显微分析（TEM） |
| 2.4.6 材料的 DSC 测试 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 硬度测试 |
| 2.5.2 拉伸性能测试 |
| 2.5.3 摩擦磨损性能的测试 |
| 第3章 铸态 Mg-Zn-Gd 准晶中间合金组织分析 |
| 3.1 准晶中间合金成分设计 |
| 3.2 铸态准晶中间合金的相分析 |
| 3.2.1 准晶中间合金的 XRD 分析 |
| 3.2.2 准晶中间合金的 DSC 差热分析 |
| 3.3 铸态准晶中间合金微观组织 |
| 3.3.1 准晶中间合金的的金相 OM 分析 |
| 3.3.2 准晶中间合金的的 SEM 分析 |
| 3.3.3 准晶中间合金的的 TEM 分析 |
| 3.4 铸态准晶中间合金的显微硬度 |
| 3.5 准晶相的形成机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Mg-Zn-Gd /AZ31 复合材料的组织和力学性能 |
| 4.1 复合材料的成分及工艺设计 |
| 4.2 复合材料的微观组织 |
| 4.2.1 XRD 分析 |
| 4.2.2 OM 组织分析 |
| 4.2.3 SEM 显微分析 |
| 4.2.4 TEM 显微分析 |
| 4.2.5 RPW 的细化机理 |
| 4.3 复合材料的力学拉伸性能性能和微观组织 |
| 4.3.1 室温显微硬度和拉伸性能 |
| 4.3.2 室温拉伸断口分析 |
| 4.3.3 高温拉伸性能 |
| 4.3.4 高温拉伸断口分析 |
| 4.4 复合材料的磨损性能及磨损表面形貌分析 |
| 4.4.1 摩擦磨损性能 |
| 4.4.2 磨损形貌分析 |
| 4.5 准晶 Mg-Zn-Gd 增强增强 AZ31 复合材料的强化机制和磨损机制 |
| 4.5.1 强化机制 |
| 4.5.2 磨损机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
（10）准晶增强AM60镁合金的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 镁及镁合金 |
| 1.1.1 镁及镁合金的特点 |
| 1.1.2 镁合金的分类 |
| 1.1.3 镁合金的现代技术 |
| 1.1.4 镁合金材料的优异性能 |
| 1.1.5 镁合金材料的性能 |
| 1.1.6 镁合金的发展前景 |
| 1.2 准晶 |
| 1.2.1 准晶 |
| 1.2.2 准晶的形成 |
| 1.2.3 准晶的分类 |
| 1.2.4 准晶的应用 |
| 1.3 准晶增强镁合金 |
| 1.3.1 镁系准晶 |
| 1.3.2 准晶及准晶复合材料 |
| 1.4 选题意义及主要研究内容 |
| 1.4.1 选题意义 |
| 1.4.2 主要研究内容 |
| 第二章 实验方案设计与研究方法 |
| 2.1 试验工艺流程 |
| 2.2 试验原料及试验设备 |
| 2.2.1 试验原料及设备 |
| 2.2.2 试验过程 |
| 2.3 分析和性能测试方法 |
| 第三章 Mg-Zn-Y 准晶中间合金强化 AM60 镁合金 |
| 3.1 Mg-Zn-Y 准晶中间合金显微组织 |
| 3.2 Mg-Zn-Y 准晶中间合金对 AM60 镁合金组织及性能的影响 |
| 3.2.1 对合金组织形貌的影响 |
| 3.2.2 对合金力学性能的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 Mg-Zn-Y-Mn 准晶中间合金和 Si 强化 AM60 镁合金 |
| 4.1 MZYM 准晶中间合金显微组织 |
| 4.2 MZYM 准晶中间合金对合金组织和性能的影响 |
| 4.2.1 对合金组织形貌的影响及机理分析 |
| 4.2.2 对合金性能的影响及分析 |
| 4.2.3 Mn、Zn 的不同加入方式对合金影响的区别 |
| 4.3 Si 对合金组织和性能的影响 |
| 4.3.1 对合金组织形貌的影响 |
| 4.3.2 对合金性能的影响 |
| 4.4 MZYM 准晶中间合金和 Si 复合强化 AM60 镁合金 |
| 4.4.1 对合金组织的影响 |
| 4.4.2 对合金性能及断口形貌的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 MZYM 准晶中间合金和 Se 强化 AM60 镁合金 |
| 5.1 Se 对合金组织及性能的影响 |
| 5.1.1 对合金组织的影响 |
| 5.1.2 对合金性能及断口形貌的影响 |
| 5.2 MZYM 准晶中间合金和 Se 复合强化 AM60 镁合金 |
| 5.2.1 对合金组织的影响 |
| 5.2.2 对合金性能及断口形貌的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 结论及创新点 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 |
四、镁系准晶与高性能镁合金（论文参考文献）
- [1]Mg-10Gd-xY-（Zn）-0.6Mn铸造镁合金的显微组织和力学性能研究[D]. 张奇. 重庆理工大学, 2021(02)
- [2]Mg-Zn-Gd系中三元化合物相的形成及其合金性能的研究[D]. 岳建行. 济南大学, 2020(01)
- [3]Mg-Zn-Nd系合金准晶相的形成与稳定性的研究[D]. 葛行敬. 济南大学, 2018(02)
- [4]Mg-Zn-Y准晶增强镁基复合材料制备工艺与性能的研究[D]. 吴金珂. 中北大学, 2016(08)
- [5]稀土Gd和Y对Mg-Zn-（GdY）系合金中的准晶相及组织性能的影响[D]. 郑阳. 武汉科技大学, 2016(06)
- [6]几种Mg-Zn-Y合金的组织性能及变形机制研究[D]. 张利. 沈阳工业大学, 2015(06)
- [7]Mg-8Sn基合金多元合金化及其强化机制研究[D]. 王淼. 太原理工大学, 2015(09)
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