研究了Zn/Cu質(zhì)量比分別為9:1、2:1、1:1、1:1.5、1:2的擠壓態(tài)Mg-Zn-Cu-Ce合金的組織與性能。采用光學(xué)顯微鏡、X射線衍射儀、掃描電子顯微鏡、透射電子顯微鏡對(duì)合金的顯微組織與相結(jié)構(gòu)進(jìn)行了分析表征,測(cè)試了合金的室溫、150、175、200℃的力學(xué)性能,研究了合金在200℃/50 MPa條件下的蠕變行為。結(jié)果表明,合金主要由α-Mg、Mg Zn Cu、Mg₂Zn₃組成,隨著Zn/Cu質(zhì)量比的減小,合金在晶界處出現(xiàn)灰色Mg₂Cu相。擠壓態(tài)合金的室溫抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度隨著Zn/Cu質(zhì)量比的減小先增大后減小,Cu的增加可以提高合金的高溫力學(xué)性能。室溫下擠壓態(tài)Mg-8Zn-8Cu-Ce（Zn/Cu=1:1）合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為320和290 MPa,在150℃下,抗拉強(qiáng)度仍高于220MPa。Zn/Cu質(zhì)量比的減小對(duì)提高M(jìn)g-Zn-Cu-Ce鎂合金的蠕變性能非常明顯,但Cu超過(guò)一定含量時(shí),蠕變性能下降。Mg-8Zn-8Cu-Ce合金蠕變性能最好,穩(wěn)態(tài)蠕變速率為1.21×10^-8 s... 

【文章來(lái)源】：稀有金屬材料與工程. 2017,46(06)北大核心EISCICSCD

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擠壓態(tài)Mg-Zn-Cu-Ce合金的光學(xué)顯微組織

·1670·稀有金屬材料與工程第46卷圖2擠壓Mg-Zn-Cu-Ce合金棒材的SEM照片F(xiàn)ig.2SEMimagesofextrudedMg-Zn-Cu-Cealloysamples:(a)1#alloy,(b)2#alloy,(c)3#alloy,(d)4#alloy,and(e)5#alloy圖3擠壓Mg-Zn-Cu-Ce合金棒材的XRD圖譜Fig.3XRDpatternsofextrudedMg-Zn-Cu-Cealloysamples合金經(jīng)高溫?cái)D壓處理后，晶粒明顯細(xì)化，晶界處大塊的共晶組織破碎，并在擠壓過(guò)程中隨著基體運(yùn)動(dòng)在晶界處重新結(jié)合、分布[9]。但隨著Zn/Cu質(zhì)量比的減小，Cu含量的增加，晶界處含Cu的共晶組織明顯增多，并且當(dāng)Zn/Cu質(zhì)量比小于1時(shí)（4#、5#合金），合金晶界處出現(xiàn)大量Mg2Cu脆性相，在拉伸過(guò)程中，裂紋源首先在這些共晶組織處出現(xiàn)，從而導(dǎo)致合金力學(xué)性能下降[10]。圖4擠壓態(tài)Mg-Zn-Cu-Ce合金室溫力學(xué)性能Fig.4MechanicalpropertiesofextrudedMg-Zn-Cu-Cealloysatroomtemperature2.3擠壓態(tài)合金的熱變形特征擠壓態(tài)合金在150、175、200℃的高溫拉伸性能如圖5所示。與室溫性能相比，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度明顯降低，下降速率一致，沒(méi)有出現(xiàn)性能惡化的臨界點(diǎn)，而延伸率均有大幅度的提高。Cu對(duì)Mg-Zn-Cu-Ce合金150℃的高溫拉伸性能的影響規(guī)律與室溫下基本一致，隨Zn/Cu質(zhì)量比減小，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度先20406080Intensit/ya..u2/(o)a-MgMgZnCuMg2Zn3Mg2Cu1#2#3#4#5#1#2#3#4#5#0100200300400TensilestrengthYieldstrengthElongationtSrength/MPa010203040Elnoagtion%ExtrudedAlloyscdeab20μm20μm20μm20μm20μm

·1672·稀有金屬材料與工程第46卷圖7擠壓1#，3#，5#合金蠕變前后的組織Fig.7SEMmicrographsofextrudedalloys:(a)1#extruded;(b)1#aftercreepat200℃/50MPafor24h;(c)3#aftercreepat200℃/50MPafor100h;(d)5#aftercreepat200℃/50MPafor100h蠕變過(guò)程中具有很高的熱力學(xué)穩(wěn)定性，在200℃下既不會(huì)溶解，也不會(huì)粗化，在高溫時(shí)對(duì)基體起到強(qiáng)化作用，提高合金的抗蠕變性能。從圖7b中可見(jiàn)，蠕變空洞產(chǎn)生，根據(jù)蠕變空洞的形成位置，可以把空洞分為兩類，一類是在基體與晶界處第二相界面處產(chǎn)生，另一類分布在晶界處第二相內(nèi)部。從圖中可以看出空洞的尺寸較大，這說(shuō)明小空洞已經(jīng)長(zhǎng)大或者聚集，1#合金在蠕變階段后期，空洞得到顯著的發(fā)展。通常認(rèn)為，在第二相和基體界面處易產(chǎn)生應(yīng)力集中，從而在界面處產(chǎn)生蠕變裂紋。實(shí)驗(yàn)中還發(fā)現(xiàn)在第二相內(nèi)部產(chǎn)生裂紋（圖7b中b2，7d中d1），這與其他學(xué)者的研究結(jié)果矛盾，可能因?yàn)楹辖鹬斜容^粗大的第二相呈片狀分布，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和晶界的滑移產(chǎn)生有效的阻礙作用，位錯(cuò)最終會(huì)在這些第二相前聚集，從而產(chǎn)生較大的應(yīng)力集中，導(dǎo)致在第二相內(nèi)部產(chǎn)生裂紋[11]。圖8為3#合金在200℃/50MPa蠕變條件下蠕變至穩(wěn)態(tài)蠕變階段，位錯(cuò)受阻于晶界和第二相而呈現(xiàn)位錯(cuò)塞積群的形貌�？梢�(jiàn)在高溫下，晶界和晶界處第二相能有效阻礙蠕變過(guò)程中位錯(cuò)的移動(dòng)，從而提高合金的抗蠕變性能。圖8b是位錯(cuò)線發(fā)生割階攀移的位錯(cuò)形貌b1。可見(jiàn)，割階攀移可能是合金蠕變過(guò)程中位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的主要方式，但是大部分位錯(cuò)仍與基面平行，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)以基面滑移為主[12]。圖中每個(gè)位錯(cuò)線上存在一些小割階，表明位錯(cuò)是通過(guò)這些小割階產(chǎn)生攀移。此外，通過(guò)TEM觀察發(fā)現(xiàn)，合金在200℃/50MPa蠕變條件下，還產(chǎn)生了形變孿晶d1（圖8d）。這是因?yàn)樵谠撊渥儣l件下

【參考文獻(xiàn)】：
期刊論文
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