铸态Ni-Pt二元合金的显微组织及力学性能

序号: 1200134000101组别: 5深圳大学实验报告课程名称：材料科学基础实验实验项目名称：二元合金显微组织分析学院：材料学院专业：材料科学与工程指导教师：钱海霞报告人：叶淳懿学号：2016200084 班级：实验时间：2018.12.19实验报告提交时间：教务部制数据处理分析纯铁，退火态，4%硝酸酒精腐蚀，物镜10倍，铁素体(α相)由图可知，经过4%硝酸酒精腐蚀的退火态纯铁拥有大小较为明显和均匀的晶粒，且均为铁素体(α相)。

由熔融态纯铁随着温度下降，先析出δ相铁；随着温度继续下降，δ相铁发生转变变成γ相铁。

当温度降至912℃时，γ相铁开始转变为α相铁，即图中铁素体。

20钢，退火态，4%硝酸酒精腐蚀，物镜10倍，铁素体，珠光体经过4%硝酸酒精腐蚀的退火态20钢图中有浅色与黑色两种晶粒分散分布，其中浅色为铁素体，黑色为珠光体。

为亚共析钢。

20钢冷却时先匀晶转变析出δ相固溶体，之后发生包晶转变析出γ相，此时仍有δ相，但随着温度降低全部转变为奥氏体。

温度继续冷却，开始析出铁素体，并逐渐增多。

在770℃发生共析转变形成珠光体（α+FeC）。

345钢，退火态， 4%硝酸酒精腐蚀，物镜10倍，铁素体，珠光体45钢也是亚共析钢，由图可知，相比起20钢，黑色的珠光体含量更加多，且珠光体的晶粒更大。

45钢冷却时先匀晶转变析出δ相固溶体，之后发生包晶转变析出γ相，此时仍有液相，但随着温度降低全部转变为奥氏体。

其余过程与20钢相比并无太大差异，不再赘述。

60钢，退火态，4%硝酸酒精腐蚀，物镜10倍，铁素体，珠光体由图可知60钢仍是亚共析钢，但绝大部分已经是珠光体了，浅色的铁素体只占其中很小的一部分。

45钢冷却时直接匀晶转变析出γ相，无δ相析出。

其余过程与20钢相似，不再赘述。

T8钢，退火态，4%硝酸酒精腐蚀，物镜40倍，铁素体，渗碳体，珠光体T8钢为共析钢，从图中可看到黑绿色为渗碳体，浅色为铁素体。

他们共同构成了珠光体。

第三章金相显微组织分析第一节二元合金平衡（非平衡）显微组织分析金相显微组织是在金相显微镜下能够看到的合金内部组成物的直观形貌，它描述了各组成物的本质、形态、大小、数量和分布特征。

这些组成物由不同的相所组成。

合金的显微组织可以是一种相组成的单相组织，也可以是几种相组成的复合组织。

相：是具有同一聚集状态、同一结构、同一性质、并与其他部分在界面分开的均匀组成部分。

相图：是研究不同成分合金相平衡关系的一种图形。

组织：用肉眼或显微镜所观察到的不同组成相的形状，分布及各相之间的组合状态。

平衡组织：合金经缓慢冷却后具有的显微组织。

非平衡组织：合金经快冷后具有的显微组织。

二元合金：由两种组元组成的合金称为二元合金。

固溶体：以合金某一组元为溶剂，其晶体点阵中溶入其它组元原子（溶质）所组成的异类原子混合的结晶相，结构保持溶剂元素的点阵类型，其实质是固态溶液。

匀晶转变：由液相直接结晶出单相固溶体的过程。

共晶转变：具有E点成分的液相，在一定的温度下，同时结晶出一定成分的两个固相，即M点成分的α相与N点成分的β相。

包晶转变：由一个固相与液相作用形成另一个固相的过程，称为包晶转变。

晶内偏析（枝晶偏析）：在一个晶粒内部成分不均匀的现象，称晶内偏析。

离异共晶：当不平衡共晶体量很少时，其中与初生晶体相同的相，常与初生晶体连成一片，不能分辩，而共晶体的另一相则留在枝晶间，这种形式的共晶组织称离异共晶。

伪共晶：亚共晶和过共晶合金在快冷时，初生晶体数量减少，共晶体的实际成分偏离原共晶点，形成伪共晶，成分靠近共晶点的合金，快冷时，甚至来不及析出初生晶体即发生共晶反应，得全部共晶体。

这种由非共晶成分的合金而获得全部共晶体的组织，称为伪共晶组织。

脱溶：由α固溶体中析出另一种固相的过程，称脱溶，一般脱溶相称为次生相表示。

或次生固溶体，以βⅡ观察二元合金显微组织，应根据该合金系的相图，分析合金在平衡及非平衡冷却条件下可能出现的相及组织组成物。

典图3-1 Ni-Cu相图型二元合金的显微组织可分为以下几类：一、固溶体合金的显微组织具有匀晶转变的合金，如图3—1所示,在平衡冷却条件下,其室温组织均为单相固溶体。

实验4. 典型二元合金显微组织观察与分析一、合金中基本组织特征根据二元相图及凝固条件，二元合金可构成不同组织，其形态组成本性、冷却速度、组成相相量不同可有多种形貌，现分别介绍如下。

1．单相固溶体固溶体结晶时如(Cu-Ni系，见图3-1)，图3-1Ni-Cu合金相图图3-2a Cu --20%Ni的铜合金铸态组织图3-2b Cu --20%Ni的合金均匀化退火组织组织分析：此合金本是固溶体，由于组织分析：呈枝晶偏析的Cu --20%Ni合金非平衡结晶，呈现出树枝状晶体（枝晶偏析）轻均匀化退火组织为多形晶粒腐蚀剂：CuCl2氨水溶液腐蚀剂：CuCl2氨水溶液放大倍数：100x 放大倍数：100x图3-3 Cu-O合金相图图3-4 Cu-O合金系过共晶组织组织分析：树枝状初晶+点状组织浸蚀剂：未浸蚀放大倍数：200X由于先后从溶体中析出固相成分不同，冷却快时，来不及扩散均匀，凝固结束，晶粒内各部分存在浓度梯度，故各处腐蚀性能不同，浸蚀后在显微镜下呈现树枝状特征，如图3-2a 所示单相固溶体组织存在晶内偏析、呈树枝状。

图3-2a所示为热力学不平衡组织，在固态均匀化退火后，则出现类同纯金属一样的多边形晶粒，如图3-2b所示单相固溶体平衡组织。

2．二元合金中初晶与共晶特征初晶：在凝固过程中，初晶首先从液相中析出，其形态很大程度上由液-固界面性质而定，若初晶是固溶体或纯金属，一般呈树枝状，金相磨面上呈椭圆形或不规则形状。

初晶为亚金属、非金属或中间相，一般具有较规则外形(多边形、三角形、正方形、针状、棱形等)。

共晶：二元共晶内两相组成，由组成相本质凝固时冷却速度，组成相相对量不同，可构造成多种形态，按组织形态分类有层片状、球状、点状、针状、螺旋状、树枝状、花朵状等。

共晶一般是两相共存，比初晶细。

具有典型组织特征的金相图片及相应合金相图如下。

见下图。

隐蔽共晶：初晶析出后，剩余液相量极少，则共晶中一相常附着初生相上，而不显现晶特征，只见一相孤独地分布在另一相上或晶间，称为隐蔽共晶(或离异共晶)。

两种高温合金及NiAl共晶合金的显微组织和力学性能的开
题报告
一、研究背景
高温合金是一种针对高温环境下的材料设计，通常应用于航空、航天、能源等领域。

高温合金具有优异的高温特性，例如高温强度、抗氧化、耐腐蚀等。

多种高温合金常常由镍、铬等杂质元素组成，其中Ni和Cr元素的含量较高，这种结构被称为“基体”。

同时，高温合金中还经常添加其他元素，如钛、铝、镁、钽等，以改善高温材料的化学和物理特性。

本研究将重点研究两种高温合金及NiAl共晶合金的显微组织和力学性能。

二、研究内容
1. 高温合金
（1）合金1：以镍、钴、铬、铁等元素为基础，添加钛、铝、碳、硼等元素制成的高温合金。

（2）合金2：以镍、钴、铬等使用率为主要元素制成的高温合金。

2. NiAl共晶合金
（1）NiAl合金的组成及特性。

（2）研究NiAl共晶合金的显微组织、相变行为以及其力学性能。

三、研究意义
高温合金特性在高温环境下具有不可替代的优点，如高温强度、抗氧化、耐腐蚀等，因此具有广泛的应用前景。

本研究将深入了解两种高温合金及NiAl共晶合金的显微组织和力学性能，以期为高温合金应用提供一定的理论参考和实践支持，并为基于高温合金的创新材料研发提供新的思路和方法。

铸态和固溶态Mg-Sn二元合金的组织与力学性能黄正华;戚文军;徐静;蔡畅【摘要】Microstructures of as‐cast and solution‐treated Mg‐xSn(x=2 .18~6 .54) alloys were investiga‐ted .Meanwhile ,the tensile mechanical property ,hardness and impact toughness were tested .The results show that the coarse α‐Mg dendrite among the as‐cast microstructure is refined gradually with increasing the Sncontent .Meanwhile ,Mg2Sn phase increases gradually and tends to distribute along grain boundary in the form of continuous network .As‐cast tensile mechanical property and impact toughness at ambient temperature are increased initially ,and then reduced .Tensile strengthσb ,elongation δand impact toughness value αnK can reach 151 MPa ,12 .5% and 10 J/cm2 for Mg‐3 .52Sn alloy with the most excellent best prop‐e rty ,respectively .At the elevated temperature of 423 K ,σb and δfirst increase to 87 MPa and 19 .0% for Mg‐3 .52Sn alloy ,respectively ,then decrease slightly ,and finally increase to 92 MPa and 15 .5% again for Mg‐6 .54Sn alloy ,respectively .After solution treatment ,Mg2 Sn phase dissolves into α‐Mg matrix com‐pletely .The tensile mechanical property is enhanced slightly and remains almost unchanged at ambient and elevated temperatures ,respectively .T he impact toughness is reduced and enhanced for the low and high Sn contents ,respectively .%分析了铸态和固溶态Mg‐xSn（x＝2．18～6．54）合金的组织，测试了其拉伸力学性能、硬度及冲击韧性．结果表明，随着Sn含量的增加，铸态组织中粗大树枝晶状α‐M g逐渐细化，M g2 Sn相逐渐增多，并且趋于连续网状分布于晶界处．室温下合金铸态拉伸力学性能及冲击韧性表现为先提高后降低，具有最佳性能的Mg‐3．52Sn合金的抗拉强度σb 、延伸率δ和冲击韧性值αnK分别为151 MPa ，12．5％和10 J／cm2；高温（423 K）时σb和δ先分别逐渐提高至Mg‐3．52Sn合金的87 MPa和19．0％，经略有降低后又分别逐渐提高至Mg‐6．54Sn合金的92 MPa和15．5％．经固溶处理后，Mg2Sn相完全固溶于α‐Mg基体中；室温下拉伸力学性能有所提高，而高温下拉伸力学性能基本保持不变；在Sn含量低和高时冲击韧性分别降低和提高．【期刊名称】《材料研究与应用》【年(卷),期】2014(000)004【总页数】7页(P221-227)【关键词】耐热镁合金;M g-Sn二元合金;组织;力学性能【作者】黄正华;戚文军;徐静;蔡畅【作者单位】广东省工业技术研究院广州有色金属研究院，广东广州 510650;广东省工业技术研究院广州有色金属研究院，广东广州 510650;广东省工业技术研究院广州有色金属研究院，广东广州 510650;广东省工业技术研究院广州有色金属研究院，广东广州 510650【正文语种】中文【中图分类】TG146镁合金具有比重小、比强度和比刚度高、阻尼和导热性能好等优点，在汽车、通讯电子及航空航天等领域中得到日益广泛地应用[1].诸多镁合金零部件在应用过程中要承受高温及长时间的应力作用，这对其耐热性能提出了较高的要求.目前已开发和应用的耐热镁合金主要有Mg-Al，Mg-Zn和Mg-RE系[2]，其中Mg-Al和Mg-Zn系合金组织中主要强化相β-Mg17Al12和MgZn2的热稳定性较差，难以作为高温长时间使用的零部件，虽然Mg-RE系合金组织中主要强化相Mg-RE的热稳定性显著提高，高温性能优异，但其价格较高，因此目前主要应用于航空航天及军事领域中.与上述合金系相比，Mg-Sn系合金呈现以下特点：合金凝固区间小，形成的疏松和热裂等铸造缺陷较少；Sn在Mg中的固溶度由在共晶温度834 K时的14.85%显著减至473 K时的0.45%，如此大的固溶度变化范围可为后续的时效强化提供足够空间；Mg2Sn强化相的热稳定性远高于β-Mg17Al12和MgZn2相，使Mg-Sn系合金呈现出较优异的高温性能.所以，Mg-Sn合金作为新系列耐热镁合金，其已在国内外引起广泛重视，但目前总体上的工作仍处于起步阶段，许多研究工作亟待开展 [3-7].为此，本文将对铸态和固溶态Mg-xSn(x=2.18～6.54)二元合金的组织及力学性能进行研究，同时讨论其强化机理及分析其冲击韧性.1 实验部分合金锭Mg-xSn(x=2.18～6.54)由工业纯Mg和纯Sn，在有混合气体(CO2+0.2%SF6)保护的MRL-8型镁合金电阻炉中熔炼而成.首先待纯Mg熔化后升温至1003 K，然后加入纯Sn，在1 h内搅拌熔体两次以保证成分均匀，再添加精炼剂，搅拌5 min后升温至1023 K并静置20 min，待熔体温度冷却至988 K 时除渣，最后将除渣后的熔体浇入预热温度为523 K的楔形金属型模具中，得到铸态试样.将铸态试样置于热处理炉中，在723 K下保温2～24 h后水冷，得到固溶态试样.先将试样打磨和抛光，然后用浓度为4 %的硝酸酒精溶液进行腐蚀处理.用LeicaDM IRM型光学显微镜(OM)和JEOL JXA-8100型扫描电子显微镜(SEM)观察合金组织，用Cu靶的D/MAX-RC型X射线衍射仪(XRD)进行相组成分析，用JY Ultima2型等离子体原子发射光谱仪(ICP)测定铸态Mg-xSn合金中的Sn含量. 拉伸试样为小型板状标准试样，拉伸试验在DNS200型万能材料试验机上进行，试验温度分别为室温(298 K)和高温(423 K)，拉伸速度为2 mm/min；用MH-5L 型维氏硬度计测试试样的硬度，加载负荷为9.8 N，加载时间为20 s；冲击试验在JBN500型摆锤式冲击试验机上进行，冲击试样为无缺口标准冲击韧性试样.2 结果与讨论2.1 铸态组织与力学性能图1和图2分别为铸态Mg-xSn合金的OM和SEM图.从图1和图2可见，随着Sn含量的增加，粗大树枝晶状α-Mg相逐渐细化，高热稳定相Mg2Sn逐渐增多并趋于连续网状分布于晶界处.铸态Mg-6.54Sn合金的XRD谱(图3)亦证实，Mg-xSn合金铸态组织中的第二相为Mg2Sn.图1 铸态Mg-xSn合金的OM照片(插图为高倍照片)(a)Mg-2.18Sn；(b)Mg-3.52Sn；(c)Mg-4.32Sn；(d) Mg-6.54SnFig.1 OM graphs of as-cast Mg-xSn alloys(illustrations are the graphs with high magnification)图2 铸态Mg-xSn合金的SEM图(a) Mg-3.52Sn；(b) Mg-6.54SnFig.2 SEM graphs of as-cast Mg-xSn alloys图3 铸态Mg-6.54Sn合金的XRD谱Fig.3 XRD spectrum of as-cast Mg-6.54Sn alloy图4为铸态Mg-xSn合金在室温和高温下的拉伸力学性能.从图4可见：随着Sn 含量的增加，室温下抗拉强度σb和延伸率δ均呈现先升高后降低的趋势，由Mg-2.18Sn合金的95 MPa和8.5%分别逐渐提高至Mg-3.52Sn合金的151MPa 和12.5%，接着逐渐降至Mg-6.54Sn合金的118 MPa 和8.0%；高温下σb和δ的变化趋势均相同，先由Mg-2.18Sn合金的60 MPa和13.0%分别逐渐提高至Mg-3.52Sn合金的87 MPa 和19.0%，接着分别降至Mg-3.92Sn合金的74 MPa 和13.5%，然后又逐渐提高至Mg-6.54Sn合金的92 MPa和15.5%，其中σb的值甚至略高于Mg-3.52Sn合金的.综上所述，Mg-3.52Sn合金在室/高温下均呈现出较佳的拉伸力学性能，而Mg-6.54Sn合金在高温下呈现出较佳的拉伸力学性能.图4 铸态Mg-xSn合金的室温和高温拉伸力学性能(a)室温；(b)高温Fig.4 Tensile mechanical properties at ambient and elevated temperatures of as-cast Mg-xSn alloys(a)ambient temperature；(b)elevated temperature图5为铸态Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金在室温和高温下拉伸断口SEM形貌.从图5可见，两合金的拉伸断口呈韧性断裂和脆性断裂的复合断裂.室温下Mg-3.52Sn合金拉伸断口断面中存在较明显的韧窝和蛇行滑移，同时还有一定量的解理台阶和河流花样；而Mg-6.54Sn合金拉伸断口断面中韧窝变浅，蛇行滑移变少，这与其拉伸力学性能显著降低相一致.随着拉伸温度的提高，以韧窝和蛇行滑移为特征的韧性断裂增强，而以解理台阶和河流花样为代表的脆性断裂减弱，这与合金延伸率大幅提高相一致.晶粒细化的基本出发点为增加形核速率及抑制晶核长大[8]，按照式中GRF为生长抑制因子，mi为第i组元二元相图中的液相线斜率，co,i和ki分别为第i组元的初始浓度和溶质分配系数.一般而言，GRF值越大，细化能力越强.根据Mg-Sn二元相图计算，Sn在Mg中的GRF为1.47，这表明Sn对Mg具有较好的细化效果.在合金凝固过程中，由于溶质偏析造成Sn的再分配，使固液界面附近的Sn含量差异较大，液相中的Sn含量要高于固相中的Sn含量.晶核形成后，原子必须连续进入晶体中才能使其生长，但固液界面的前沿液相中的高浓度Sn阻碍了Mg原子由液相向固相的扩散，从而阻碍了树枝晶的生长，导致晶粒细小(粗大树枝晶α-Mg相逐渐细化).随着Sn含量的增加(质量分数为2.18%～3.52%)，铸态组织逐渐细化，所添加的Sn部分呈小块状Mg2Sn相弥散分布于α-Mg基体中，部分固溶于α-Mg基体中.在细晶强化、弥散强化和固溶强化三者的共同作用下，使铸态合金在室温和高温下的拉伸力学性能逐渐提高.当Sn含量增加至3.52%～6.54%时，Mg2Sn相明显增多，趋于连续网状分布于晶界处，显然这对合金的拉伸力学性能产生有害作用，因此合金的铸态室温拉伸力学性能逐渐降低.但高热稳定性Mg2Sn 相的增多又有利于高温性能的提高，因此合金的铸态高温拉伸力学性能在略有降低后逐渐提高，Mg-6.54Sn合金甚至呈现最佳的高温拉伸力学性能.图5 铸态Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的室温和高温拉伸断口SEM形貌(插图为高倍照片)(a) Mg-3.52Sn, 298 K；(b) Mg-6.54Sn, 298 K；(c) Mg-3.52Sn, 423 K；(d) Mg-6.54Sn, 423 KFig.5 SEM morphology of tensile fractures at ambient and elevated temperatures of as-cast Mg-3.52Sn and Mg-6.54Sn alloys(illustrations are the graphs with high magnification)图6为铸态Mg-xSn合金的硬度(HV)和冲击韧性αnK.从图6可见，随着Sn含量的增加，HV值由Mg-2.18Sn合金的29.5逐渐提高至Mg-6.54Sn合金的38.4，这是由于硬质相Mg2Sn(HV值为119 [10])逐渐增多所致.αnK值先由Mg-2.18Sn合金的9 J/cm2稍提高至Mg-3.52Sn合金的10 J/cm2，接着逐渐降至Mg-6.54Sn合金的5 J/cm2.图6 铸态Mg-xSn合金的硬度(HV)和冲击韧性(αnK)Fig.6 Hardness(HV)and impact toughness (αnK) of as-cast Mg-xSn alloys 晶粒尺寸和第二相是影响合金冲击韧性差异的主要内部因素.晶粒越细，晶界面积越大，在一定区域内变形进而裂纹失稳扩展所消耗的能量就越大，韧性也就越好.同时在冲击作用下，裂纹一般于α-Mg基体与第二相的界面处产生.α-Mg基体为固溶体，第二相为金属间化合物，两者性能有着本质的区别，前者强度低而塑性好，后者硬而脆.在冲击外力作用下材料发生塑性变形时，由于两相间塑性变形的不同步，首先在相界处形成微裂纹，随后就是裂纹的扩展，直至断裂.由此可推断，合金冲击韧性值的大小与α-Mg基体的强度及第二相的形态、尺寸、分布和体积分数有关[11].在Sn含量为2.18%～3.52%的范围内，随着Sn含量的增加，铸态组织逐渐细化，同时呈小块状弥散分布的Mg2Sn相较少，因此αnK值有所提高.在Sn含量为3.52%～6.54%范围内，随着Sn含量的增加，虽然铸态组织有所细化，但Mg2Sn相明显地逐渐增多，并且趋于连续网状分布于晶界处，使在相界处更易发生裂纹而导致扩展断裂，因此αnK值逐渐降低.2.2 固溶态组织与力学性能鉴于Mg-3.52Sn合金具有较佳的室/高温拉伸力学性能，以及Mg-6.54Sn合金具有最细组织、最多第二相而呈现出的良好的高温拉伸力学性能，故选择上述两种合金在723 K下固溶2～24 h，其HV值变化趋势如图7所示.从图7可见，随着固溶时间ts的增加，两合金的HV值先逐渐提高，接着逐渐降低，当ts=10 h时Mg-3.52Sn合金及Mg-6.54Sn合金的HV值达到峰值，分别为36.2和41.4.图7 Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金在723 K下固溶2～24 h后的硬度(HV)曲线Fig.7 Hardness (HV) of Mg-3.52Sn and Mg-6.54Sn alloys solution-treatedat 723 K for 2～24 h图8为固溶态Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的OM照片.从图8可见，经723K/10 h固溶后，两合金组织中Mg2Sn相已完全固溶于α-Mg基体中.图8 固溶态Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的OM照片(a) Mg-3.52Sn；(b)Mg-6.54SnFig.8 OM graphs of solution-treated Mg-3.52Sn and Mg-6.54Snalloys表1为铸态和固溶态Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的拉伸力学性能和冲击韧性αnK.由表1可知：在室温下Mg-3.52Sn合金和Mg-6.54Sn合金的拉伸力学性能有所提高，σb分别提高至161 MPa和132 MPa，后者提高幅度更大，而δ分别提高至14.5%和8.5%，前者提高幅度更大；在高温下二者的拉伸力学性能均变化不大，σb基本保持不变，δ稍降低，Mg-3.52Sn合金的αnK值降至7 J/cm2，而Mg-6.54Sn合金的αnK值提高至9 J/cm2.图9为室温下固溶态Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的拉伸断口形貌，其中插图为高倍照片.从图9可见，Mg-3.52Sn合金拉伸断口断面中韧窝和蛇行滑移变得明显，解理台阶和河流花样有所减少；Mg-6.54Sn合金拉伸断口为沿晶韧性断裂，断口表面的晶界上出现大量的滑移特征.这与两合金室温拉伸力学性能提高相一致. 表1 铸态和固溶态Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的拉伸力学性能和冲击韧性Table 1 Tensile mechanical property and impact toughness of as-cast and solution-treated Mg-3.52Sn and Mg-6.54Sn alloys合金状态298 K423 Kσb /MPaδ /%σb/MPaδ/%αNk/(J·cm-2)Mg-3.52Sn铸态15112.5871910固溶态 16114.58516.57Mg-6.54Sn铸态1188.09215.55固溶态 1328.59112.59图9 固溶态Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的室温拉伸断口SEM形貌(a) Mg-3.52Sn；(b) Mg-6.54SnFig.9 SEM morphology of tensile fractures at ambient temperature of solution-treated Mg-3.52Sn and Mg-6.54Sn alloys 经固溶处理后，Mg2Sn相已完全固溶于α-Mg基体中，在此固溶强化作用下导致合金的室温拉伸力学性能有所提高，且具有更多Mg2Sn相的Mg-6.54Sn合金提高幅度更大.而在高温下，Mg2Sn相的固溶使第二相作为高温强化相的作用减弱，但另一方面溶入的Sn又能提高α-Mg基体的高温性能，在两者的作用下合金的高温抗拉强度基本保持不变.经固溶处理后，Mg-3.52Sn合金组织中少量Mg2Sn相的固溶，有利于αnK值的提高，但固溶处理不可避免会导致合金组织中晶粒不同程度的粗大，因此αnK值有所降低.而Mg-6.54Sn合金组织中较多Mg2Sn相的固溶，这增强了基体强度，导致αnK值有所提高.3 结论(1)随着Sn含量的增加，铸态组织中粗大树枝晶状的α-Mg相逐渐细化，高热稳定性相Mg2Sn逐渐增多，并且趋于连续网状分布于晶界处.(2)随着Sn含量的增加，室温下合金铸态拉伸力学性能及冲击韧性为先提高后降低，具有最佳性能的Mg-3.52Sn合金的σb，δ和αnK分别为151 MPa，12.5%和10 J/cm2；高温时合金的σb和δ先分别逐渐提高至Mg-3.52Sn合金的87 MPa 和19.0%，略有降低后又分别逐渐提高至Mg-6.54Sn合金的92 MPa和15.5%. (3)经固溶处理后，Mg2Sn相完全固溶于α-Mg基体中，合金室温拉伸力学性能有所提高，而高温拉伸力学性能基本保持不变；Mg-3.52Sn合金的αnK值降低，而Mg-6.54Sn合金的αnK值提高.【相关文献】[1] POLMEAR I J.Magnesium alloys and applications [J].Materials Science and Technology，1994，10(1)：1-16.[2] 陈振华.耐热镁合金[M].北京：化学工业出版社，2006：10-17.[3] SASAKI T T，OH-ISHI K，OHKUBO T，et al. Effect of double aging and microalloyingon the age hardening behavior of a Mg-Sn-Zn alloy [J].Materials Science and Engineering A，2011，530：1-8.[4] YANG M B，PAN F S，SHEN J，et al.Effects of minor additions of Ce and Y on as cast microstructure of Mg-3Sn-2Ca magnesium alloy [J].Materials Science and Technology，2012，28：509-512.[5] LIU H M，CHEN Y G，ZHAO H F，et al.Effects of strontium on microstructure andmechanical properties of as-cast Mg-5wt.%Sn alloy [J].Journal of Alloys and Compounds，2010，504：345-350.[6] GIBSON M A，FANG X，BETTLESC C J，et al.The effect of precipitate state on the creep resistance of Mg-Sn alloys [J].Scripta Materialia，2010，63：899-902.[7] KANG D H，PARK S S，KIM N J. Development of creep resistant die cast Mg-Sn-Al-Si alloy[J]. Materials Science and Engineering A，2005，413-414：555-560.[8] 张诗昌，魏伯康，林汉同，等.钇及铈镧混合稀土对AZ91镁合金铸态组织的影响[J].中国有色金属学报，2001， 11(S2)：99-102.[9] SCHMID-FETZER R，KOZLOV A.Thermodynamic aspects of grain growth restriction in multicomponent alloy solidification [J].Acta Materialia，2011，59：6133-6144.[10] 魏尚海，陈云贵，刘红梅，等.Mg-5wt%Sn合金铸态和时效态的高温蠕变性能[J].材料热处理学报，2008，29(3)：104-107.[11] HUANG Z H，QI W J，XU J.Effect of microstructure on the impact toughness of magnesium alloys[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2012，22(10)：2334-2342.。

二元系合金的显微组织分析实验指导书一、实验目的1）掌握根据相图分析合金凝固组织的方法。

2）熟悉典型共晶系合金的显微组织特征。

3）了解初晶及共晶形态。

4）分析二元合金的不平衡凝固组织，掌握其组织特征及某与平衡组织的差别二、原理概述研究合金的显微组织时，常根据该合金系的相图，分析其凝固过程，从而得知合金缓慢冷却后应具有的显微组织。

显微组织是指各组成物的本质、形态、大小、数量和分布特征。

特征不同，即使组成物的本质相同，合金的性能也不一样。

具有共晶反应的二元合金系有：Pb-Sb、Pb-Sn、Al-Si、Al-Cu、Cu-O、Zn-Mg等。

根据合金在相图中的位置，可分为端部固溶体、共晶、亚共晶和过共晶合金来研究其显微组织特征。

1、端部固溶体合金端部固溶体合金位于相图两端。

如Pb-Sn相图中含锡的质量分数小于19％的合金，见图3-1；Pb-Sb相图中含锑的质量分数小于3.5％的合金，见图3-2。

这类合金慢冷凝固终了得到单相固溶体α，继续冷却到固溶度曲线以下，将析出二次相βⅡ，一般合金中的二次相常呈粒状或小条状分布在α固溶体的晶界和晶内。

图3-3为含锡10％的Pb-Sn合金的显微组织，其中暗色的基体为铅基固溶体α，亮色颗粒为二次相β，记为βⅡ，β是以锡为基体的固溶体。

图3-1 Pb-Sn相图图3-2Pb-Sb相图图3-3 Pb-10%Sn合金的显微组织2、共晶合金位于二元相图中共晶点成分的合金液体L E 冷至共晶温度t E 时，发生共晶反应，b a t E EL βα+→凝固终了得共晶体组织。

共晶体是由两种一定成分的固相（b a βα+）组成，两相的本质和成分可由相图上得知。

如Pb-Sn 合金的共晶体中两个相的本质分别为以铅和锡为基的固溶体α和β，在共晶温度时，α和β中锡的质量分数分别为19％和97.5％（见图3-1）。

而在Pb-Sb 合金中，由于铅在锑中的固溶度很小，β相的成分接近纯锑，故其共晶体由α＋Sb 所组成。

铸态镍钛形状记忆合金
铸态镍钛形状记忆合金是一种具有形状记忆效应的合金材料，由镍和钛两种金属组成。

它的独特性质使得它在各个领域都有广泛的应用。

该合金的形状记忆效应是指，在一定条件下，它能够“记忆”自己的原始形状，并在受到外界刺激时恢复到原始形状。

这种特性使得它可以用于制造各种智能材料和装置，如传感器、驱动器、紧固件等。

铸态镍钛形状记忆合金的优点包括良好的可塑性、高强度、耐腐蚀性、生物相容性等。

它可以通过铸造的方式制成各种形状和尺寸的零件，并且可以在不同的温度下进行处理，以实现不同的性能要求。

此外，该合金还具有良好的疲劳寿命和耐磨性，能够在长期使用中保持稳定的性能。

它的生物相容性使得它在医疗领域中得到广泛应用，如制造牙科矫正器、骨科植入物等。

总之，铸态镍钛形状记忆合金是一种非常有前途的材料，具有广泛的应用前景和研究价值。

随着科技的不断发展，它的应用领域还将不断扩大和深化。

试验四二元合金显微组织分析组织和结构是有区分的，主要表现在它的尺度不同。

组织是显微尺度，结构是原子尺度。

组织是指用肉眼和显微镜观看到的金属内部情景，如晶粒尺寸和外形以及组成物的特点等。

而结构是指组成金属的同类或异类原子在三维空间的排列状况。

目前一般是用X射线衍射分析才能确定。

合金在室温下可以同时存在几种晶体结构，即可以多相共存，因而组织比纯金属简单许多。

合金的组织，既可由单相组成，也可由两相甚至多相组成。

不同的相可以构成不同的组织。

单相合金是以金属为溶剂的固溶体0两相或多相合金的组织中，数量较多的一相，称为基体相，大多是以金属为溶剂的固溶体。

其余的相可以是合金的另一组元为基体形成的固溶体或另一-组元的纯金属；也可是合金各组元形成的化合物或以化合物为溶剂的固溶体。

合金的相组成是说明合金由几种相和那几种相组成。

合金的显微组织分析就是进一步分析相组成、相分布和相形态，即讨论各相的生成条件、数量、外形、大小以及它们之间的相互分布状态。

1. 试验目的依据凝固理论，采用二元相图，在金相显微镜下，识别二元合金组织特征，进行显微组织分析。

合金中的基本组织特征合金成份不同时，二元合金可构成不同的组织，成份相同、但凝固及处理条件不同时，也可构成不同的组织。

合金的显微组织与合金的成份、组成相的性质、冷却速度及其他处理条件、组成相相对量等因素有关，一般可有以下几种形貌：2.1单相固溶体固溶体结晶时，先从溶体中析出的固相成分与后从溶体中析出的固相成份是不同的。

冷却速度慢（平衡凝固）时，固相原子经过充分集中，因而可以得到成份匀称的单相固溶体；冷却快时，固相原子来不及集中匀称，从而使凝固结束后晶粒内各部分存在浓度差别，故各处耐腐蚀性能不同，浸蚀后在显微镜下呈现树枝状特征。

下面以Cu-20%Ni合金为例进行说明。

Cu-20⅜Ni的铜合金铸态组织图所示为热力学不平衡组织，在固态匀称化退火后，则消失类同纯金属一样的多边形晶粒，Cu-20%Ni的铜合金匀称化退火组织图所示为单相固溶体平衡组织。

电铸镍及镍合金的研究：电铸二元镍基电铸镍及镍合金的研究进展：电铸二元镍基合金-电铸镍铁合金关键词：电铸镍，镍合金，研究作者：内容：镍和铁都属于铁族元素，而铁的标准电极电位(-O．44 V)比镍的标准电极电位(-0．23 V)负，但在沉积过程中，不论镀液中镍离子浓度如何过量，只要加入少量铁离子，铁就会优先析出，这是典型的异常共沉积。

镍铁合金镀液的成本较低，可以节省l5％～50％的金属镍。

电铸镍铁合金结构致密，表面光亮、平整、均匀，具有优良的磁学、电学和力学性能，是重要的功能磁性材料[26]。

目前国外已开发出以镍铁合金为基础的三元合金磁性薄膜[27]，在微机电研究领域中也开始尝试采用电铸镍铁合金来制造微型磁执行器与传感器元件。

国内郑晓虎等[28]研究了可用于微传感器与微执行器制造的含铁20％的电铸镍铁合金，其表面光亮、结构致密，磁性能指标显著优于传统方法生产的坡莫合金。

但目前对镍铁合金异常共沉积机理的认识尚未统一，面向微机电系统的镍铁合金电铸工艺条件与合金电磁性能关系的研究也才刚刚起步。

此外，国内外相关研究人员已对镍铁合金性能的测试分析和机理探讨做了很多工作。

Cheng等[29]对镍铁合金的微结构及弹性模量、拉伸强度、硬度进行了测试分析，发现合金的弹性模量随电铸电流密度的提高而增大，当合金中的铁含量超过12％时，镍铁合金的颗粒尺寸低于15 nm，其拉伸强度可达l 274 MPa。

与铸造及粉末冶金相比，电铸合金的机械性能更好。

Yeh等[30]研究了镍铁合金压模的微观机械性能，发现镍铁合金颗粒的硬度可超过9 GPa，通过控制电流密度和周期转向可得到粗糙度小于10 nm、摩擦因数为0．2的镀层，说明铁的加入可抑制颗粒生长，促进致密镀层的形成，提高镍铁合金的机械性能。

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