一、Mg-Zn-Zr-Y系镁合金的X射线衍射分析（论文文献综述）
王中琪,许春香,杨丽景,田林海,黄涛,史义轩,杨文甫[1]（2022）在《医用可降解Mg-2Y-1Zn-x Zr合金微观组织和耐蚀性能研究》文中认为为了提高医用可降解Mg-2Y-1Zn合金耐腐蚀性能,添加了不同含量的Zr （0,0.2%,0.4%和0.6%,质量分数）,并通过XRD、OM、SEM、EDS、析氢和电化学实验等方法研究了Zr含量对合金显微组织和腐蚀行为的影响。结果表明:Mg-2Y-1Zn主要由α-Mg与Mg3Y2Zn3相组成,适量Zr （≤0.4%）的加入没有改变第二相的类型。Zr可以有效细化合金晶粒,优化组织结构,降低腐蚀电流密度,提升合金耐腐蚀性,并使之趋于均匀腐蚀。但当Zr含量达到0.6%时,多余的Zr会析出形成富Zr区,促进电偶腐蚀的发生,使合金耐蚀性有所下降。析氢结果表明,Mg-2Y-1Zn-0.4Zr合金耐腐蚀性最佳。
杨一[2]（2021）在《凝固冷速对轧制Mg-1Al-1Zn-0.2Sn-xCa合金组织演化及力学性能的影响》文中认为镁及其合金具有低密度、高比强度和抗阻尼能力等特点,在汽车、航天等领域显示出广泛的应用前景。然而,传统的镁合金强度低,延展性差,在关键结构部件中使用较少。合金化是提高镁合金力学性能的有效途径。在各种镁合金中,Mg-Al-Zn系列合金因其良好的成形性和力学性能而受到广泛关注。然而,高强度镁合金及超塑性镁合金的研究多集中在中高合金领域。中高合金主要通过固溶强化和沉淀强化来提高强度.此外,中高合金中高密度分散的第二相可以钉扎晶界,抑制晶粒长大,提高高温延伸率。然而,中高合金中容易形成粗大的第二相成为裂纹源导致提前断裂。因此,降低镁合金中合金元素含量是改善镁合金成形性和延展性的有效方法。然而,AZ31等低合金Mg-Al-Zn系列合金由于第二相强化效果有限,难以通过常规制造方法获得高强度。因此,添加微量合金元素促进弥散第二相的形成是提高低合金强度的有效途径。Sn元素可以降低镁合金的堆垛层错能（SFE）并促进非基面滑移系的激活,从而提高镁合金的延展性;Ca元素已被证明可有效细化镁合金的凝固组织并改善室温和高温下的力学性能。Ca和Sn元素的复合添加有望镁合金性能的进一步提升,但容易形成粗大的CaMgSn损害合金力学性能。因此,合理控制Ca和Sn元素添加量及合金制备工艺是获得高性能镁合金的关键,本文采用亚快速凝固技术结合单道次大压下量控轧,获得了兼具室温较佳强塑性结合及中低温超塑性的低合金含量Mg-Al-Zn-Ca-Sn合金体系,实现了短流程制备,节约工艺成本。本文系统地研究了微量Ca添加和凝固冷速对Mg-Al-ZnSn合金铸态及轧制态组织和力学性能的影响;此外,着重分析了合金混晶组织形成机制以及退火时间对合金组织演化的影响规律,主要结论如下:（1）凝固冷速对铸态合金晶粒尺寸、共晶相含量有显着影响:随着凝固冷速提高,铸态Mg-1Al-1Zn-0.2Sn-0.1Ca合金的晶粒尺寸由199μm减小至88μm,共晶相面积分数由2.6%减少至1.3%,这是由于高冷却速度打破了平衡凝固,基体捕获更多溶质原子抑制了共晶相的生成。（2）凝固冷速对变形态和退火态合金析出相尺寸和种类有显着影响:相比于常规凝固,亚快速凝固合金轧制退火后的第二相细化,钉扎晶界作用明显,抑制退火过程中的晶粒长大,提高了合金的力学性能及热稳定性。这是由于亚快速凝固使较多的溶质原子固溶在基体中,因此在后续的塑性变形过程中较易析出。（3）Ca含量不同会显着影响铸态合金组织中共晶相的种类与数量;在亚快速凝固过程中,根据原子电负性差异,Ca原子优先与Sn原子形成CaMgSn相,然后与Mg、Al和Zn原子形成Mg Al Zn Ca相;剩余的Ca原子和Al原子形成Al2Ca相。随着Ca含量提高,共晶相面积分数由1.3%增加至1.9%。（4）Ca含量不同会显着影响变形态合金热稳定性,进而影响合金力学性能;随着Ca含量提高,合金内析出CaMgSn纳米相面积分数由0.2%增加到0.7%,纳米相通过钉扎作用稳定晶界及静态再结晶过程,抑制晶粒长大,提高合金的热稳定性,维持多尺度非均匀组织,有助于提高室温和高温下的延展性。（5）基于液固协同调控（调控液态金属凝固冷速和固态轧制变形）的思路,开发了制备高性能新型Mg-1Al-1Zn-0.2Sn-xCa合金的短流程工艺:亚快速凝固+单道次大压下量轧制+低温去应力退火。分析了合金室温强化机制;并解释了合金超塑性行为是拉伸初期粗晶粒内的连续动态再结晶（CDRX）和拉伸后期再结晶晶粒间晶界滑移的协同作用。
郝建强,张金山,许春香,王红霞[3]（2021）在《B4C对Mg-Zn-Y-Mn镁合金微观组织和力学性能的影响》文中研究指明采用光学显微镜、扫描电镜、X射线衍射仪（XRD）、透射电镜、纳米压痕测试仪和电子万能试验机等研究了B4C对Mg94Zn2.5Y2.5Mn1合金组织和性能的影响。结果表明:铸态Mg94Zn2.5Y2.5Mn1合金主要由α-Mg、鱼骨状W相和块状18R LPSO相组成;适量B4C的加入可以有效地细化合金的晶粒,促进LPSO相的形成,抑制W相的产生;当加入0.5 at%B4C时,合金的显微组织和力学性能为最优,平均晶胞尺寸为20.7μm, LPSO相的体积分数为22.5%,抗拉强度为256 MPa,伸长率为8.6%。
游梓豪[4]（2021）在《新型Mg-Gd-Dy-Ag-Zn-Zr合金的微观结构和力学性能研究》文中研究说明
庞铮[5]（2021）在《稀土镁合金中LPSO相演化规律及其对再结晶的影响研究》文中指出与传统镁合金相比,稀土镁合金以其高强度、高耐蚀性等优点受到青睐。研究表明,在稀土镁合金中引入LPSO相,有助于稀土镁合金塑性加工性能的提升。针对含有LPSO相的稀土镁合金,已有很多学者做出了研究,但是在镁合金制备加工过程中各个状态下LPSO相的结构演变仍存在争论,其塑性变形机制也尚不明确。本文选取Mg-7Gd-5Y-1Nd-xZn-0.5Zr（x=1,1.5,2）合金（1Zn、1.5Zn、2Zn合金）,研究了不同热处理态及变形后的第二相结构,着重分析LPSO相的结构及对塑性变形影响机制。研究了三种成分铸态合金的组织分布特征及第二相结构。1Zn、1.5Zn和2Zn合金的铸态组织主要由α-Mg基体、晶界共晶相以及其他细小第二相组成。随着Zn含量的提高,合金中第二相的体积分数逐渐增加。晶界共晶相主要包括fcc结构的（Mg,Zn）3RE相和Mg5（RE,Zn）相,以及块状LPSO相。块状LPSO相主要为18R-LPSO,含有少量14H-LPSO,部分区域的原子层堆垛具有不完整周期性。在晶粒内部观察到未形成完整堆垛周期的LPSO构建块。研究了均匀化热处理后合金组织形貌及第二相的变化情况。随着均匀化时间的延长,晶界上（Mg,Zn）3RE相与Mg5（RE,Zn）相逐渐回溶消失。经过48 h均匀化后,晶界相仅剩下块状LPSO相,主要为14H-LPSO,部分区域的块状LPSO相具有不完整堆垛周期;晶内LPSO构建块几乎完全回溶消失。对均匀化48h合金进行炉冷+预析出热处理。炉冷过程中,晶粒内部析出片层状LPSO相;随着预析出时间的延长,片层状LPSO相的量逐渐增多。预析出的片层状LPSO相具有14H-LPSO的结构特征,具有不完整堆垛周期。选取预析出0/1/8 h的合金进行热压缩试验。结果表明,热压缩变形过程中,片层状LPSO相的变形与其取向有关。通过对动态再结晶行为的分析可知,低应变速率、高变形温度和大应变量有利于合金动态再结晶的形核及长大;晶界、块状LPSO相及片层状LPSO相均对动态再结晶的发生有促进作用,其促进作用依次减弱,形核位置的优先级依次为晶界、块状LPSO相、片层状LPSO相。片层状LPSO相为动态再结晶提供了形核质点,同时使动态再结晶晶粒只能沿片层伸展的方向生长,形成长条状的动态再结晶晶粒。在应变速率>0.1 s-1、变形温度<450℃时,动态再结晶仅在晶界处形核;当应变速率≤0.1 s-1或变形温度≥450℃时,动态再结晶在块状LPSO相处形核;当应变速率≤0.01 s-1、变形温度≥450℃时,动态再结晶在片层状LPSO相的位置形核。
张帅杰,张磊[6]（2021）在《稳恒磁场对Mg-Y-Zn合金组织和耐腐蚀性能的影响》文中研究表明将稳恒磁场作用于Mg95.5Y3Zn1.5合金的凝固过程,研究了稳恒磁场对合金凝固组织和耐腐蚀性能的影响。结果表明:经稳恒磁场处理后,Mg95.5Y3Zn1.5合金的晶粒明显细化,18R-LPSO相的分布变得更为均匀,其体积分数也显着降低。稳恒磁场处理能够提高合金的耐腐蚀性能。随着磁场强度的增加,试样在3.5%NaCl溶液中的腐蚀质量损失速率逐渐降低,表明合金耐腐蚀性能逐渐提高。经0.9 T的稳恒磁场处理后合金的耐腐蚀性能显着提高,这可归因为LPSO相含量的降低和形成了较强的{0002}基面织构。
邢方静[7]（2021）在《Mg-Zn-Y系镁合金中合金元素的固溶特性及影响机理研究》文中进行了进一步梳理ZK系镁合金是镁合金中的重要系列,是目前综合性能优良的高强镁合金材料体系之一,具有高比强度、优异的抗应力腐蚀性能及可热处理强化等优点。为了提升ZK系镁合金的性能,包括稀土在内的许多元素被用于合金化处理,合金化是改善镁合金性能的重要方法,合金元素通过对组织产生影响进而影响到合金的性能。固溶是合金元素的重要存在状态,元素的固溶量不仅直接影响合金的固溶强化程度,而且也间接影响化合物的结构种类、数量以及晶粒尺寸等组织因素,从而影响合金组织,带来性能的变化。Y是ZK系合金中常用的稀土合金化元素,但就现有的相关研究工作来看,Y在ZK系镁合金中的固溶以及对组织性能的影响研究多以定性分析为主,同时也鲜见从Y的固溶特性的角度对组织性能变化的原因所进行的深入分析。为此,本课题以ZK31-Y、ZK61-Y为研究合金体系,采用理论计算和实验相结合的方法,分析了不同凝固冷却模式下Y和Zn的固溶特性以及对应的组织的变化,并从元素固溶的角度对合金组织和固溶体力学性能的影响进行了分析讨论。计算分析了元素Y、Zn在Mg中的平衡凝固和Scheil-Gulliver非平衡凝固模式（S-G模式）下的固溶度和元素分配系数,以了解Y、Zn元素各自在Mg中的固溶特性。结果表明,两种合金元素均可以固溶在Mg中,但两种不同凝固模式下Y的固溶度和溶质分配系数均大于Zn;S-G模式下合金元素容易发生过饱和固溶,室温下的固溶量更大。利用第一性原理对固溶体形成能及电荷转移情况的计算结果发现,Mg-Y固溶体的形成能小于Mg-Zn固溶体,即Y更易于溶入Mg基体,且Y与Mg共用电荷数较Zn与Mg更多,键强更大,固溶体更为稳定。计算分析Mg-Zn-Y-Zr合金中Y、Zn元素的平衡凝固和S-G非平衡凝固模式下的固溶度,实验测定了近平衡凝固条件下Mg-Zn-Y-Zr合金中Y、Zn元素的固溶量。结果显示,无论在平衡凝固还是S-G非平衡凝固模式下,Y、Zn的固溶度都明显小于它们在Mg中的对应数值;平衡凝固、S-G非平衡凝固和近平衡凝固合金中的Y和Zn元素之间都存在相互抑制固溶的关系。对合金体系中Y、Zn元素的活度相互作用系数进行了计算,发现其活度相互作用系数为正,即在热力学上,固溶体中共存的Y、Zn元素存在相互排斥作用而使活度变大,从而导致了各自固溶能力的减小。计算分析了Mg-Zn-Y-Zr在平衡凝固及S-G非平衡凝固模式下的相组成,实际观测合金的组织和相组成。计算表明,Zn和Y溶质分配系数小于1,将在固液界面前沿富集,当Zn和Y富集到一定程度时,三元相开始析出。三元相的类型与剩余熔体中的Zn/Y比有关,Zn/Y越低,Y计量比较低的三元相含量越高,而剩余熔体的Zn/Y除了与合金成分有关,也受Y、Zn固溶能力的影响。从元素固溶的角度分析了合金组织变化的原因。计算分析了元素固溶对固溶体弹性和塑性的影响,以实验和计算相结合的方法研究了元素的固溶强化效率。结果显示,Y和Zn固溶于Mg都可使Mg的弹性模量变大,说明固溶体的刚度变大,但Y和Zn固溶于Mg都将使固溶体的塑性降低,即延展性变差;不论对于弹性和塑性,Y的影响作用都更强。Y的固溶强化效率明显高于Zn的固溶强化效率。Y的4d轨道在费米能级处分布较宽且能量较高,与Mg的2s、2p轨道的杂化作用更强,表现出更强的共价键特征。当Y和Zn同时存在于Mg基体中,Zn-Y之间的电子轨道也发生了杂化,使得固溶体中的共价键特征强于二元合金。
陈东杰[8]（2020）在《Mg-8Gd-4Y-xZn合金组织结构和强韧化协同调控研究》文中进行了进一步梳理轻质高性能镁合金是汽车、航空航天、国防军工等领域亟需的轻量化材料,对降低能耗和提高机动性具有重要意义。Mg-RE系合金是目前已经工程化应用的高强合金系列,但其时效后塑性通常较差,无法满足某些关键承力结构件的性能要求。通过向Mg-RE合金中添加适量Zn,合金中会出现LPSO结构相等,同时合金的塑性得到改善。但是目前关于Mg-RE-Zn系合金组织演变机制的研究仍然较少,合金的强韧化机制仍不明确。本论文以此为立题依据,设计了 Mg-8Gd-4Y-xZn-0.5Zr（x=0.6、1.1、1.6）合金（分别简称为0.6Zn、1.1Zn和1.6Zn合金）,系统研究了合金不同状态下的组织、结构及力学性能,着重分析了合金中不同组织结构对力学性能的影响作用,并最终解释了合金的强韧化机理。铸态0.6Zn、1.1Zn和1.6Zn合金组织均由α-Mg基体、晶界相以及晶界附近的层错组成。0.6Zn合金中晶界第二相包括Mg24（Gd,Y）5和（Mg,Zn）3（Gd,Y）,两相成离异分布状态,1.1Zn合金和1.6Zn合金中晶界第二相包括（Mg,Zn）3（Gd,Y）和18R-LPSO结构相,两相成共生交替分布。Mg24（Gd,Y）5为BCC结构,晶格常数为1.12nm,（Mg,Zn）3（Gd,Y）相为FCC结构,晶格常数为0.72nm,略小于Mg3Gd相。18R-LPSO结构相为单斜结构,其c轴与底面成93.5°。480℃、500℃和520℃热处理过程中,三种合金显微组织演变均包括晶界非平衡Mg-RE相减少,LPSO结构相增多以及LPSO结构相分解等过程,三种合金均匀化热处理工艺为500℃-48h。均匀化后,0.6Zn合金中LPSO结构相完全回溶,1.1Zn和1.6Zn合金中存在14H结构相。均火后降温处理合金会出现脱溶现象,析出层片状的LPSO结构相/层错,合金室温拉伸时的塑性变形机制主要为层片状结构之间的基体中的基面位错滑移,研究了均匀化Mg-8Gd-4Y-xZn-0.5Zr（x=0.6、1.1、1.6）合金的热压缩变形行为及LPSO结构相对动态再结晶的影响。合金的峰值应力与Zn含量和应变速率呈正相关,与变形温度呈负相关。随Zn含量增加,合金变形激活能降低。LPSO结构相具有抑制和促进合金发生动态再结晶的双重作用,变形程度是影响其作用的主要原因。变形程度低时,LPSO结构相通过扭折变形等方式释放应力集中,抑制再结晶,变形程度增大后,LPSO结构相阻碍位错运动,促进合金发生动态再结晶。Mg-8Gd-4Y-xZn-0.5Zr（x=0.6、1.1、1.6）合金挤压后均发生了明显的再结晶现象,随Zn含量增加,再结晶晶粒尺寸呈下降趋势。部分动态再结晶晶粒内部出现层片状的LPSO结构相/层错,动态再结晶晶界位置存在小块状的LPSO结构相,尺寸大多在1μm以内。0.6Zn合金存在明显的基面织构,1.1Zn和1.6Zn合金织构显着弱化。1.1Zn和1.6Zn合金强度明显高于0.6Zn合金,但塑性略低。分析表明高Zn合金的失效行为与块状LPSO结构相有关,裂纹在LPSO结构相上的形成是LPSO结构相与基体变形不协调和位错塞积在LPSO结构相界面处的应力集中共同作用所致。对挤压态Mg-8Gd-4Y-xZn-0.5Zr（x=0.6、1.1、1.6）合金在200℃进行时效处理,峰时效时间均在72h左右。峰时效后三合金强度普遍提高1OOMPa以上。1.6Zn合金具有综合性能最佳,屈服强度、抗拉强度和延伸率分别为395MPa、458MPa和10.5%,其峰时效态基体中的组织结构状态为平行于（0 0 0 1）基面的层片状LPSO结构相/层错及层片状LPSO结构相/层错之间垂直于（0 0 0 1）基面生长的柱状β’相,塑性变形过程中,晶内层片状LPSO结构相/层错有利于非基面滑移。峰时效态三种合金在200℃均具有良好的抗蠕变性能,100h内未出现加速蠕变阶段。峰时效态1.6Zn合金在200℃的蠕变机制为位错粘滞运动机制控制,蠕变激活能122.7 kJ/mol,接近纯Mg的自扩散激活能。在此基础上,继续研究了 1.6Zn合金时效过程中的组织结构和力学性能演变。发现随着时效时间增加,β’相沿<1120>方向长大并逐渐呈环状分布。长时间时效会出现层错,随着时间延长层错长大。除了传统的强度提高塑性降低的沉淀强化阶段,合金时效过程中还出现了强度和塑性同时提高的阶段,长时间时效后合金性能依然稳定,时效500h后仍然具高于450MPa的抗拉强度和8%以上的延伸率。时效108h后强度和塑性匹配优良,抗拉强度451MPa,延伸率接近15%。探讨了合金的强韧化机制,认为合金高强高塑性是晶内沉淀相β’相与层片状LPSO结构相/层错之间协同强韧化的结果:1)β’相沿<1120>方向的长大及其环状分布的明显化进一步提升了对位错滑移的阻碍作用,促进了更多新的滑移系在环状体内的开动,从而减弱了因位错在较少平面内滑移而造成的大量位错塞积,分散了应力集中,降低了裂纹形核的可能性;2)随时效时间延长,层错增多,层错促进非基面滑移,协调塑性变形能力增强。
李静[9]（2020）在《ZK-RE（Ce、Y、Gd）镁合金中的金属间化合物及其演化》文中认为镁合金作为已商用化的最轻金属结构材料,具有广泛的发展潜力,其中ZK镁合金是应用最为广泛的商用镁合金之一。针对ZK镁合金仍然存在的强度低等力学性能方面的问题,对其进行合金化改性处理无疑是重要的手段。镁合金合金化的重要目的之一是形成金属间化合物,利用第二相强化机制实现合金的强化。目前,稀土元素被广泛用于ZK合金的合金化处理,但添加稀土所构成的ZK-RE合金中,化合物将变得更为多样,作用也更为复杂。它不仅影响合金的力学性能,也影响合金的加工性能,这些影响既取决于化合物的结构,也取决于化合物在加工过程的变化。因此,准确判定化合物的结构并掌握其在诸如热加工中的演化,是发挥稀土在ZK镁合金中作用的重要前提。本课题以稀土合金化处理的ZK系镁合金的实际应用为目的,选择商用化程度最高的ZK31和ZK61为母合金,在其中加入具有典型性的稀土元素Ce、Y、Gd并改变其加入量构成ZK-RE（Ce、Y、Gd）实验合金体系,采用半连续铸造的方法加工成铸锭,按照ZK镁合金常规的均质化工艺进行热处理。在此基础上,采用透射电镜电子衍射与提取相X衍射相结合的方法,对铸态和均质化态的合金中的金属间化合物的相结构进行了鉴定;通过对各种形式存在的元素的含量测定,分析了化合物在铸态和均质化态合金中的数量,同时,对均质化后化合物结构和数量的变化等进行了研究。铸态ZK61与ZK31镁合金中的金属间化合物为MgZn2,而铸态ZK61-Ce与ZK31-Ce镁合金中的金属间化合物为三元化合物(（MgZn）12Ce。Zn含量不变,稀土含量增加,金属间化合物数量增加;稀土含量不变,Zn含量为6%的金属间化合物数量都高于3%的金属间化合物数量。均质化处理后,ZK31和ZK61合金的金属间化合物相依然是MgZn2,ZK-Ce合金的金属间化合物相也依然是（MgZn）12Ce;MgZn2在均质化处理中发生分解,均质化处理后Mn2的质量分数减少,（MgZn）12Ce在均质化中只发生元素相对比列的变化,摩尔分数基本保持不变。在铸态ZK31-Y合金中,金属间化合物主要为Mg3Zn3Y2和MgZnY,而在铸态ZK61-Y合金中,金属间化合物主要为W-Mg3Zn3Y2和I-Mg3Zn6Y,其中I-Mg3Zn6Y为准晶相。Zn和Y含量的提高不仅使铸态时化合物数量增多,而且改变化合物的类型,研究中仅发现在铸态ZK61-Y中有I-Mg3Zn6Y为准晶相产生。均质化处理后,ZK31-Y合金中MgZnY消失,只有W-Mg3Zn3Y2相存在;ZK61-Y合金中I-Mg3Zn6Y准晶相消失,同样只有W-Mg3Zn3Y2相的存在。MgZnY和I-Mg3Zn6Y分解后的一部分元素将形成稳定的W-Mg3Zn3Y2相,但由于它们分解所提供的Y减少,所以ZK-Y/Gd合金进均质化后化合物数量都有所减少。在铸态ZK31-Gd合金中,金属间化合物主要为Mg3Zn3Gd2和MgZn Gd,而在铸态ZK61-Gd合金中,金属间化合物主要为W-Mg3Zn3Gd2和I-Mg3Zn6Y,其中I-Mg3Zn6Gd为准晶相。铸态合金中化合物的数量随成分的变化以及均质化后化合物的种类和数量变化情况,与ZK-Y合金基本相同。
李华祎[10]（2020）在《热处理对Mg-2Zn-3Y-xAl合金组织性能的影响及热力学分析》文中研究表明稀土镁合金由于质轻、比强度和比刚度高以及良好的机械加工性等特点在结构件等应用上有着良好的发展前景。第二相强化是提高镁合金强度最直接有效的方式,由此含有长周期有效增强相的Mg-Zn-Y基合金受到了越来越多研究者的重视。目前国内外对于Mg-Zn-Y合金的制备工艺和合金成分进行了大量的研究,而研究合金化的Mg-Zn-Y-A l系合金及其热处理强化的报道较少。众所周知,热处理工艺是一种提高合金性能行之有效的途径,而且Y、Zn和Al在镁基中固溶度受温度变化的影响都比较大,同时合金化可以改变增强体的种类、形貌、分布及与其他相的协同作用。因此,通过合金化和优化热处理工艺来改善Mg-Zn-Y-Al组织及力学性能对拓展稀土镁合金的生产和应用具有重要意义。为使Mg-Zn-Y基合金性能进一步优化、改善其合金成分及热处理制度,本文采用相图计算与实验验证相结合方法分析固溶态合金的平衡组织。基于Thermo-Calc软件,通过计算相图从相平衡角度对Mg-Zn-Y基合金系中的二元边际相图、三元等温截面等进行计算,预测合金中可能存在的相及其凝固过程。采用金相显微镜、扫描电镜、能谱分析、XRD射线衍射多种手段分析不同热处理制度Mg-2Zn-3Y-xAl合金微观组织演变。结果表明,固溶处理后Mg-2Zn-3Y-xAl合金中丰富的第二相大量溶解于基体,网状W相球化、粗化,LPSO相骨骼状部分熔断向杆状转变。第二相随固溶温度的增长逐渐粗化长大,在450℃～470℃时组织基本达到饱和,温度达到490℃时,组织发生过烧,Al含量添加越多,过烧现象越轻。经时效处理后,组织中原有第二相从过饱和基体中重新析出,析出数量随时效时间和温度的增加而增多,起到析出强化的作用。在250℃时第二相开始发生粗化。不同Al含量合金中,Mg-2Zn-3Y-1Al合金表现出的固溶的力学性能最好。当Al含量较多的时效态Mg-2Zn-3Y-2Al合金中,其低熔点共晶相几乎消失,Al2 Y块状相聚集,力学性能较差。采用万能拉伸试验机和维氏显微硬度计测试了固溶及固溶时效处理对Mg-2Zn-3Y-xAl合金的拉伸性能和显微硬度的影响。重点从组织演变的角度分析固溶和时效过程中第二相种类、分布、大小、形貌和数量对力学性能的影响。结果表明,固溶和时效处理均可有效提高Mg-2Zn-3Y-xAl合金的拉伸性能和显微硬度,Mg-2Zn-3Y-xAl合金的综合力学性能随固溶时效温度和时效时间的增加先升高后降低,其主要强化因素有固溶强化、第二相强化、弥散强化、析出强化。实验得出Mg-2Zn-3Y-xAl（x=0,0.5,1,2at.%）系合金的最佳固溶处理工艺参数为450℃×12h热水水淬,最佳的时效处理工艺参数为450℃×12h热水水淬+215℃×20h空冷。
二、Mg-Zn-Zr-Y系镁合金的X射线衍射分析（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、Mg-Zn-Zr-Y系镁合金的X射线衍射分析（论文提纲范文）
（1）医用可降解Mg-2Y-1Zn-x Zr合金微观组织和耐蚀性能研究（论文提纲范文）
| 1 实验方法 |
| 2 结果及分析 |
| 2.1 显微组织分析 |
| 2.2 浸泡实验结果分析 |
| 2.3 电化学性能分析 |
| 2.4 腐蚀机理 |
| 3 结论 |
（2）凝固冷速对轧制Mg-1Al-1Zn-0.2Sn-xCa合金组织演化及力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 镁合金凝固组织及其热处理工艺 |
| 1.2.1 镁合金凝固组织 |
| 1.2.2 镁合金的热处理 |
| 1.3 镁合金的塑性变形机制及再结晶行为 |
| 1.3.1 位错滑移 |
| 1.3.2 孪生变形 |
| 1.3.3 再结晶行为 |
| 1.4 轧制镁合金研究现状 |
| 1.4.1 新型镁合金轧制方法 |
| 1.4.2 轧制参数对镁合金组织和力学性能的影响 |
| 1.5 混晶结构高强塑性镁合金的研究现状 |
| 1.5.1 镁合金混晶结构的形成机制及变形机制 |
| 1.5.2 混晶结构镁合金的超塑性 |
| 1.6 本论文研究内容 |
| 第2章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 样品制备 |
| 2.2.1 铸造镁合金的制备 |
| 2.2.2 大压下量控制轧制实验 |
| 2.2.3 力学性能测试 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 光学组织分析 |
| 2.3.2 SEM组织与EDS分析 |
| 2.3.3 EBSD组织分析 |
| 2.3.4 织构分析 |
| 2.3.5 TEM组织分析 |
| 2.4 技术路线 |
| 第3章 凝固冷速对Mg-1Al-1Zn-0.2Sn-0.1Ca合金组织与力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 凝固冷速对铸态合金组织的影响 |
| 3.3 凝固冷速对轧制态合金组织的影响 |
| 3.3.1 轧制态合金宏观组织 |
| 3.3.2 轧制态合金显微组织 |
| 3.4 凝固冷速对退火态合金组织与力学性能的影响 |
| 3.4.1 凝固冷速对退火态合金组织演化的影响机制 |
| 3.4.2 凝固冷速对合金退火过程中的再结晶机制的影响 |
| 3.4.3 凝固冷速对退火态合金力学性能的影响机制 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 短流程轧制Mg-1Al-1Zn-0.2Sn-xCa合金组织与力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 短流程制备高性能镁合金工艺 |
| 4.3 亚快速凝固Mg-1Al-1Zn-0.2Sn-xCa合金显微组织 |
| 4.4 轧制Mg-1Al-1Zn-0.2Sn-xCa合金组织 |
| 4.5 退火态Mg-1Al-1Zn-0.2Sn-xCa合金的组织演化 |
| 4.5.1 退火态合金的微观组织 |
| 4.5.2 退火过程中的再结晶机制 |
| 4.6 退火态Mg-1Al-1Zn-0.2Sn-xCa合金的力学性能 |
| 4.6.1 退火态合金的拉伸性能 |
| 4.6.2 退火态合金的强化机制 |
| 4.6.3 退火态合金的高温拉伸性能 |
| 4.6.4 退火态合金的高温拉伸变形机制 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及攻读硕士学位期间的科研成果 |
| 致谢 |
（3）B4C对Mg-Zn-Y-Mn镁合金微观组织和力学性能的影响（论文提纲范文）
| 1 实验材料与方法 |
| 2 结果与分析 |
| 2.1 显微组织分析 |
| 2.2 力学性能分析 |
| 3 结论 |
（5）稀土镁合金中LPSO相演化规律及其对再结晶的影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1镁及镁合金 |
| 1.1.1 纯镁的基本性质 |
| 1.1.2 镁合金的优势与不足 |
| 1.1.3 强韧化稀土镁合金 |
| 1.2 镁合金的塑性变形 |
| 1.2.1 动态再结晶形核与长大理论 |
| 1.2.2 镁合金的塑性变形机理 |
| 1.3 含有LPSO相的稀土镁合金 |
| 1.3.1 LPSO相的结构特征 |
| 1.3.2 LPSO相的变形与强韧化 |
| 1.4 研究目的与意义 |
| 1.5 研究内容 |
| 2 实验材料及研究方法 |
| 2.1 合金制备及工艺方法 |
| 2.1.1 熔炼 |
| 2.1.2 均匀化热处理 |
| 2.1.3 炉冷+预析出 |
| 2.1.4 热压缩试验 |
| 2.2 组织结构分析与表征方法 |
| 2.2.1 差示扫描量热分析 |
| 2.2.2 光学显微分析 |
| 2.2.3 扫描电子显微分析 |
| 2.2.4 透射电子显微分析 |
| 3 铸态及热处理态合金微观组织结构分析 |
| 3.1 铸态合金的微观组织与结构 |
| 3.2 均匀化态合金的微观组织与结构 |
| 3.2.1 DSC测试与分析 |
| 3.2.2 均匀化态合金组织形貌分析 |
| 3.2.3 均匀化态合金中LPSO相结构分析 |
| 3.3 炉冷+预析出态合金组织形貌分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 合金热压缩变形的本构方程及热加工图 |
| 4.1 热压缩样品外观 |
| 4.2 热压缩过程的应力-应变分析 |
| 4.2.1 应力-应变曲线 |
| 4.2.2 合金热压缩变形的本构方程 |
| 4.2.3 基于热压缩过程的热加工图 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 合金热压缩变形组织分析 |
| 5.1 合金热压缩组织形貌 |
| 5.2 热压缩过程的动态再结晶行为分析 |
| 5.2.1 动态再结晶的表征方法及统计结果 |
| 5.2.2 变形条件对动态再结晶行为的影响 |
| 5.2.3 LPSO相对再结晶行为的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的学术成果 |
| 致谢 |
（7）Mg-Zn-Y系镁合金中合金元素的固溶特性及影响机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 镁合金简述 |
| 1.1.1 镁合金的性能及应用 |
| 1.1.2 ZK系镁合金的化学组成与组织性能 |
| 1.1.3 稀土在ZK镁合金中的作用 |
| 1.2 镁合金的强化 |
| 1.2.1 细晶强化 |
| 1.2.2 第二相强化 |
| 1.2.3 固溶强化 |
| 1.3 Zn、Zr、Y在镁合金中的固溶特性 |
| 1.3.1 Zn的固溶特点 |
| 1.3.2 Zr的固溶特点 |
| 1.3.3 Y的固溶特点 |
| 1.4 元素固溶能力的研究方法 |
| 1.4.1 热力学研究方法 |
| 1.4.2 第一性原理计算方法 |
| 1.4.3 实验测定方法 |
| 1.5 本课题的研究意义和目的 |
| 1.5.1 针对的问题与不足 |
| 1.5.2 本课题的研究内容 |
| 1.5.3 本课题的研究目的和意义 |
| 第二章 实验材料和研究方法 |
| 2.1 实验材料及其制备 |
| 2.1.1 合金体系设计 |
| 2.1.2 合金熔炼 |
| 2.1.3 分析试样制备 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.2.1 合金元素固溶量的测定分析 |
| 2.2.2 合金凝固过程的热力学计算分析 |
| 2.2.3 元素固溶能力以及交互影响的计算分析 |
| 2.2.4 合金力学性能的计算分析 |
| 2.3 主要研究条件 |
| 2.3.1 实验设备 |
| 2.3.2 Thermo-Calc热力学计算软件 |
| 2.3.3 Material Studio第一性原理计算软件 |
| 第三章 Y、Zn元素在镁中的固溶能力分析 |
| 3.1 平衡凝固条件下元素的固溶能力 |
| 3.1.1 元素的平衡固溶度 |
| 3.1.2 溶质平衡分配系数 |
| 3.2 S-G凝固模式下元素的固溶能力 |
| 3.2.1 S-G凝固模式的溶质固溶度 |
| 3.2.2 S-G凝固模式的溶质分配系数 |
| 3.3 Mg-X(Y、Zn)合金中元素固溶能力的第一性原理研究 |
| 3.3.1 计算超胞构建 |
| 3.3.2 超胞的形成能 |
| 3.3.3 电子局域化和轨道集局值 |
| 第四章 Y、Zn在 ZK-Y合金中的固溶能力及相互影响 |
| 4.1 平衡及S-G凝固条件下元素的固溶能力 |
| 4.1.1 平衡凝固条件下元素的固溶度 |
| 4.1.2 S-G凝固模式下元素的固溶量 |
| 4.2 Zn、Y元素固溶能力相互影响的热力学分析 |
| 4.2.1 活度与活度相互作用系数 |
| 4.2.2 活度相互作用系数的计算 |
| 4.2.3 结算结果与分析 |
| 4.3 近平衡凝固条件下元素固溶量的测定分析 |
| 4.3.1 近平衡凝固条件下元素固溶量的测定 |
| 4.3.2 不同凝固模式下元素的固溶程度 |
| 第五章 ZK合金中的Zn、Y元素分布与相组成 |
| 5.1 合金凝固过程中Zn、Y元素的溶质分配系数 |
| 5.1.1 平衡凝固条件下元素的溶质分配系数 |
| 5.1.2 S-G凝固模式下元素有效溶质分配系数 |
| 5.2 合金的相组成 |
| 5.2.1 平衡状态下合金的相组成 |
| 5.2.2 S-G凝固模式下合金的相组成 |
| 5.3 近平衡凝固条件下合金的相组成 |
| 5.3.1 合金的基本组织 |
| 5.3.2 合金的相组成 |
| 第六章 Mg-X固溶体的力学性能与Y、Zn强化效率 |
| 6.1 Mg-X(Y、Zn)溶体的弹性与塑性 |
| 6.1.1 固溶体弹性计算分析 |
| 6.1.2 固溶体塑性计算分析 |
| 6.2 Mg-X(Y、Zn)中固溶体的固溶强化效率 |
| 6.2.1 二元Mg-X合金处理 |
| 6.2.2 二元Mg-X合金的固强化效率研究 |
| 6.3 Mg-Zn-Zr-Y合金中固溶体的固溶强化效率 |
| 6.3.1 近平衡实验合金中固溶体的显微硬度 |
| 6.3.2 固溶处理后实验合金的固溶强化效率研究 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（8）Mg-8Gd-4Y-xZn合金组织结构和强韧化协同调控研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 镁合金塑性变形及强韧化机制 |
| 1.1.1 镁合金塑性变形机制 |
| 1.1.2 镁合金强韧化机制 |
| 1.2 含LPSO结构相高性能镁合金研究现状 |
| 1.2.1 LPSO结构相研究现状 |
| 1.2.2 LPSO结构相强韧化机制 |
| 1.2.3 高性能Mg-RE-Zn合金研究现状 |
| 1.3 研究目的及意义 |
| 1.4 研究内容 |
| 2 实验材料及研究方法 |
| 2.1 工艺技术路线 |
| 2.2 合金制备 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 热处理实验 |
| 2.3.2 热压缩模拟 |
| 2.3.3 热挤压 |
| 2.4 显微组织及物相分析 |
| 2.4.1 光学显微镜(OM)观察 |
| 2.4.2 X射线衍射(XRD)分析 |
| 2.4.3 扫描电子显微组织(SEM)观察 |
| 2.4.4 透射电子显微组织(TEM)观察 |
| 2.4.5 差示扫描量热(DSC)分析 |
| 2.4.6 电子背散射(EBSD)观察 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 硬度测试 |
| 2.5.2 力学性能测试 |
| 2.5.3 蠕变性能测试 |
| 3 Mg-8Gd-4Y-xZn合金铸态组织与性能研究 |
| 3.1 铸态显微组织分析 |
| 3.1.1 Zn含量对合金显微组织的影响 |
| 3.1.2 铸态合金溶质原子分布 |
| 3.1.3 铸态合金中的相组成 |
| 3.2 Zn含量对合金凝固过程的影响 |
| 3.3 铸态合金的力学性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 Mg-8Gd-4Y-xZn合金热处理过程中组织结构演变研究 |
| 4.1 均匀化热处理 |
| 4.1.1 热处理工艺研究 |
| 4.1.2 均匀化态相组成 |
| 4.1.3 过烧分析 |
| 4.2 组织演变分析 |
| 4.2.1 组织演变规律 |
| 4.2.2 组织演变机制 |
| 4.2.3 LPSO结构相演变影响因素 |
| 4.3 层片状LPSO结构相研究 |
| 4.3.1 晶内层片状LPSO结构相制备 |
| 4.3.2 层片状结构对合金力学性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Mg-8Gd-4Y-xZn合金的热压缩模拟研究 |
| 5.1 真应力-应变曲线 |
| 5.2 本构方程和热加工图 |
| 5.2.1 参数计算 |
| 5.2.2 本构方程 |
| 5.2.3 热加工图 |
| 5.3 合金热变形组织分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 Mg-8Gd-4Y-xZn合金挤压和峰时效态组织与性能研究 |
| 6.1 挤压 |
| 6.1.1 挤压态组织与性能分析 |
| 6.1.2 晶界块状LPSO结构相损伤塑性理论 |
| 6.1.3 不连续屈服现象 |
| 6.2 时效处理 |
| 6.2.1 时效硬化曲线 |
| 6.2.2 峰时效力学性能 |
| 6.2.3 峰时效态析出相 |
| 6.3 Mg-8Gd-4Y-xZn合金蠕变性能表征及蠕变机制分析 |
| 6.3.1 蠕变性能 |
| 6.3.2 温度和应力对合金蠕变行为的影响 |
| 6.3.3 蠕变机制 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 Mg-8Gd-4Y-xZn合金强韧化协同调控研究 |
| 7.1 晶内层片状结构与沉淀相协同调控强韧化 |
| 7.1.1 200℃时效过程中组织结构演变 |
| 7.1.2 晶内层片状结构与沉淀相协同强韧化机制 |
| 7.2 高强韧合金优化方案及展望 |
| 7.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的学术成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（9）ZK-RE（Ce、Y、Gd）镁合金中的金属间化合物及其演化（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 镁合金材料 |
| 1.1.1 镁合金概述 |
| 1.1.2 镁合金的性质 |
| 1.1.3 镁合金的基本用途 |
| 1.2 ZK系镁合金的研究现状 |
| 1.2.1 ZK镁合金的合金元素作用 |
| 1.2.2 ZK镁合金的组织 |
| 1.2.3 ZK镁合金的加工、使用性能及性能改善 |
| 1.3 稀土在ZK镁合金中的作用 |
| 1.3.1 稀土对ZK镁合金组织的影响 |
| 1.3.2 稀土对ZK镁合金加工性能影响 |
| 1.3.3 稀土对ZK镁合金使用性能的影响 |
| 1.4 本课题的研究内容及意义 |
| 1.4.1 存在问题 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 1.4.3 研究意义 |
| 第二章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 实验合金材料 |
| 2.1.1 实验合金成分设计 |
| 2.1.2 半连续铸锭制备 |
| 2.1.3 分析试样截取 |
| 2.1.4 均质化处理 |
| 2.2 金属间化合物相的鉴定与分析 |
| 2.2.1 试样制备 |
| 2.2.2 化合物相的鉴定 |
| 2.2.3 化合物相的定量分析 |
| 2.3 实验所用仪器设备 |
| 2.3.1 成分分析设备 |
| 2.3.2 组织观察分析设备 |
| 2.3.3 物相鉴定设备 |
| 第三章 ZK-Ce合金中的金属间化合物 |
| 3.1 合金铸态组织中的金属间化合物 |
| 3.1.1 铸态合金基本组织 |
| 3.1.2 铸态合金中金属间化合物的结构 |
| 3.1.3 铸态合金中金属间化合物的数量 |
| 3.2 合金均质态组织中的金属间化合物 |
| 3.2.1 均质态合金的基本组织 |
| 3.2.2 均质态合金中金属间化合物的结构 |
| 3.2.3 均质态合金中金属间化合物的数量 |
| 3.3 金属间化合物在均质化处理中的演变 |
| 3.3.1 金属间化合物基本形态和类型的变化 |
| 3.3.2 金属间化合物数量的变化 |
| 3.3.3 金属间化合物演变原因讨论 |
| 第四章 ZK-Y合金中的金属间化合物 |
| 4.1 合金铸态组织中的金属间化合物 |
| 4.1.1 铸态合金基本组织 |
| 4.1.2 铸态合金中金属间化合物的结构 |
| 4.1.3 铸态合金中金属间化合物的数量 |
| 4.2 合金均质态组织中的金属间化合物 |
| 4.2.1 均质态合金的基本组织 |
| 4.2.2 均质态组织中金属间化合物的结构 |
| 4.2.3 均质态合金中金属间化合物的数量 |
| 4.3 金属间化合物在均质化处理中的演变 |
| 4.3.1 金属间化合物基本形态的变化 |
| 4.3.2 金属间化合物数量的变化 |
| 4.3.3 金属间化合物演变原因讨论 |
| 第五章 ZK-Gd合金中的金属间化合物 |
| 5.1 合金铸态组织中的金属间化合物 |
| 5.1.1 铸态合金基本组织 |
| 5.1.2 铸态合金中金属间化合物的结构 |
| 5.1.3 铸态合金中金属间化合物的数量 |
| 5.2 合金均质态组织中的金属间化合物 |
| 5.2.1 均质态合金的基本组织 |
| 5.2.2 均质态组织中金属间化合物的结构 |
| 5.2.3 均质态合金中金属间化合物的数量 |
| 5.3 金属间化合物在均质化处理中的演变 |
| 5.3.1 金属间化合物基本形态的变化 |
| 5.3.2 金属间化合物数量的变化 |
| 5.3.3 金属间化合物演变原因讨论 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（10）热处理对Mg-2Zn-3Y-xAl合金组织性能的影响及热力学分析（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 镁及镁合金的概述 |
| 1.1.1 镁及镁合金的性质、特点及应用 |
| 1.1.2 镁合金中的长周期有序结构相 |
| 1.2 相图热力学分析 |
| 1.2.1 相图计算在镁合金设计中的应用 |
| 1.2.2 镁合金相图国内外研究现状 |
| 1.2.3 相图计算原理 |
| 1.2.4 Thermo-Calc计算软件 |
| 1.3 镁合金的热处理 |
| 1.3.1 镁合金的热处理研究现状 |
| 1.3.2 镁合金的固溶处理 |
| 1.3.3 镁合金的时效处理 |
| 1.4 本文研究目的、意义及主要内容 |
| 1.4.1 研究目的及意义 |
| 1.4.2 主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 热处理实验 |
| 2.3 微观组织分析 |
| 2.3.1 金相观察 |
| 2.3.2 扫描电镜观察及能谱检测 |
| 2.3.3 X射线衍射分析 |
| 2.4 力学性能检测 |
| 2.4.1 拉伸性能测试 |
| 2.4.2 显微硬度测试 |
| 第3章 Mg-Zn-Y-Al系合金热力学计算预测与实验验证 |
| 3.1 Mg-Zn-Y系合金热力学分析及相图计算 |
| 3.1.1 Mg-Zn-Y系合金相图计算 |
| 3.1.2 Mg-2Zn-3Y-xAl合金热力学分析 |
| 3.2 Mg-2Zn-3Y系合金相图实验验证 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 固溶处理对Mg-2Zn-3Y-xAl合金组织及力学性能的影响 |
| 4.1 固溶处理对Mg-2Zn-3Y-xAl系合金微观组织的影响 |
| 4.1.1 固溶态Mg-2Zn-3Y-xAl系合金显微组织形貌及物相分析 |
| 4.1.2 固溶态Mg-2Zn-3Y-xAl系合金微观组织演变 |
| 4.2 固溶处理对Mg-2Zn-3Y-xAl系合金拉伸性能的影响 |
| 4.2.1 固溶态Mg-2Zn-3Y-xAl系合金拉伸性能测试结果与分析 |
| 4.2.2 固溶态Mg-2Zn-3Y-xAl系合金拉伸断口形貌观察与分析 |
| 4.3 固溶态Mg-2Zn-3Y-xAl系合金显微硬度测试结果与分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 时效处理对Mg-2Zn-3Y-xAl合金组织及力学性能的影响 |
| 5.1 时效处理温度对Mg-2Zn-3Y-xAl系合金组织及拉伸性能的影响 |
| 5.1.1 时效处理温度对合金显微组织及物相组成的影响 |
| 5.1.2 时效处理温度对合金拉伸性能的影响 |
| 5.2 时效处理时间对Mg-2Zn-3Y-xAl系合金组织及拉伸性能的影响 |
| 5.2.1 时效处理时间对合金显微组织的影响 |
| 5.2.2 时效处理时间对合金拉伸性能的影响 |
| 5.3 时效态合金拉伸断口形貌观察 |
| 5.4 时效态合金的显微硬度测试结果与分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
四、Mg-Zn-Zr-Y系镁合金的X射线衍射分析（论文参考文献）
- [1]医用可降解Mg-2Y-1Zn-x Zr合金微观组织和耐蚀性能研究[J]. 王中琪,许春香,杨丽景,田林海,黄涛,史义轩,杨文甫. 中国腐蚀与防护学报, 2022(01)
- [2]凝固冷速对轧制Mg-1Al-1Zn-0.2Sn-xCa合金组织演化及力学性能的影响[D]. 杨一. 吉林大学, 2021(01)
- [3]B4C对Mg-Zn-Y-Mn镁合金微观组织和力学性能的影响[J]. 郝建强,张金山,许春香,王红霞. 材料热处理学报, 2021(08)
- [4]新型Mg-Gd-Dy-Ag-Zn-Zr合金的微观结构和力学性能研究[D]. 游梓豪. 哈尔滨工程大学, 2021
- [5]稀土镁合金中LPSO相演化规律及其对再结晶的影响研究[D]. 庞铮. 北京有色金属研究总院, 2021(01)
- [6]稳恒磁场对Mg-Y-Zn合金组织和耐腐蚀性能的影响[J]. 张帅杰,张磊. 南昌航空大学学报(自然科学版), 2021(02)
- [7]Mg-Zn-Y系镁合金中合金元素的固溶特性及影响机理研究[D]. 邢方静. 内蒙古工业大学, 2021(01)
- [8]Mg-8Gd-4Y-xZn合金组织结构和强韧化协同调控研究[D]. 陈东杰. 北京有色金属研究总院, 2020(08)
- [9]ZK-RE（Ce、Y、Gd）镁合金中的金属间化合物及其演化[D]. 李静. 内蒙古工业大学, 2020(02)
- [10]热处理对Mg-2Zn-3Y-xAl合金组织性能的影响及热力学分析[D]. 李华祎. 沈阳工业大学, 2020(01)