网站地图XML 硕士毕业论文栏目为您提供《Sr在耐热镁合金中的应用及研究进展》范文一篇,希望对您在论文写作的时候有所帮助
范文大全

Sr在耐热镁合金中的应用及研究进展

添加时间:2019-07-04 11:24 来源:未知 作者:优选论文网
  摘要:镁合金是国际上公认的最有潜力的轻量化材料之一, 被誉为“21世纪绿色工程金属”.它的推广应用解决了我国关键装备和重大工程的轻量化问题, 缓解了我国日益严峻的环境和能源危机。然而, 镁合金强度偏低, 尤其是高温强度和抗蠕变性能差, 严重阻碍了其发展与应用。因此, 常在镁合金中加入不同的合金元素来改善镁合金的微观组织和高温性能, 其中价格低廉的碱土金属Sr就是一种提高镁合金高温性能的合金化元素。Sr可以提高镁固溶体的熔点, 其在镁合金中扩散缓慢且具有较低的密度, 因而在耐热镁合金中得到了广泛的应用。近年来, 研究者们主要从Sr元素的成分优化及Sr与其他合金元素的合理搭配方面不断尝试, 并取得了丰硕的成果, 在适当添加元素Sr及/或其他元素后, 耐热镁合金的高温性能得到了改善。目前较常用的镁合金系列有Mg-Al系、Mg-Zn系和Mg-RE系等。对Mg-Al系而言, 向镁合金中加入碱土元素Sr, 除了起到细晶强化的作用外, 还可以在晶界处形成新相, 该相具有高的熔点和热稳定性, 能阻止高温下镁合金晶粒的长大和晶界的滑移, 起到晶界强化的作用, 从而明显提高镁合金的高温性能和抗蠕变能力。对Mg-Zn系而言, 在铸态Mg-Zn合金中添加Sr元素后, 合金的强度均获得一定程度的提高, 但是塑性较低。因此研究者越来越关注Sr元素对变形镁合金性能的影响。在变形Mg-Zn合金中添加适量碱土元素Sr, 除了起到细晶强化作用外, 晶界处会析出Mg-Zn-Sr三元相, 其具有更高的热稳定性, 能够钉扎晶界, 起到晶界强化的作用, 提高镁合金的高温力学性能, 同时使变形镁合金的塑性也得到提高。对Mg-RE系而言, 加入适量的碱土元素Sr, 不仅可降低实验成本, 而且对合金的组织有很好的细化效果, 第二相含量增加并且在晶界处分布更加均匀, 使镁合金的高温力学性能得到提高。本文归纳了碱土元素Sr在Mg-Al系、Mg-Zn系和Mg-RE系耐热镁合金中的应用情况以及研究进展, 分析讨论了碱土元素Sr改善镁合金高温性能的强化机制, 指出了含Sr耐热镁合金目前存在的问题, 并对其今后的发展方向进行了展望, 为提高耐热镁合金的高温性能提供参考。
  
  关键词:Sr; 镁合金; 耐热; 强化机制; 晶粒细化; 固溶度; 晶界强化;
 
  
  0 引言
  
  镁合金具有密度低、比强度高、阻尼减振性能优异、铸造性能和切削性能良好、易回收、可再生等优点, 被誉为21世纪最具发展前途的金属结构材料[1,2,3,4].但是, 镁合金的耐热性能较差, 温度升高时, 其强度和抗蠕变性能急剧降低, 极大限制了镁合金在汽车、电子和航空航天等领域的广泛应用[5].因此, 近年来镁合金研究者对提高镁合金的高温性能给予了高度关注。
  
  通常在耐热镁合金中加入不同的元素来改善合金的组织和性能。添加的合金元素大体上可分为三类:稀土元素 (如Ce、Nd、Sm、Gd、Sc、Y等) 、碱土元素 (如Ca、Sr、Ba等) 和其他合金元素 (如Al、Zn、Mn、Si、Sn、Ti、Bi、Sb、Zr等) .Sr是一种重要的碱土金属元素, 其成本较低, 在镁合金中虽然具有较小的固溶度, 但是对镁合金的组织有细晶强化的作用[6,7,8,9], 晶界处生成稳定的高熔点化合物对晶粒起到很好的钉扎作用, 从而有效地改善镁合金的高温力学性能, 特别是抗蠕变性能[10,11,12,13,14,15,16].此外, 在镁合金中添加适量元素Sr, 除了细化和变质合金的组织外, 还能改善合金的铸造性能, 减少铸造缺陷的产生。因此, 加入Sr (或与其他元素共同加入) 进行合金化, 开发含Sr的耐热镁合金, 成为一个重要的研究方向。
  
  1 Sr在耐热镁合金中的应用
  
  1.1 Mg-Al系
  
  Mg-Al系 (AZ系和AM系) 合金是目前得到普遍商业化应用的镁合金, 具有良好的铸造和常温力学性能, 这类合金的强化相为Mg17A12 (熔点为437℃) , 其沿晶界呈非连续析出, 在温度较高时, 容易发生软化, 不能有效阻止位错和晶界的滑移, 降低了铸态合金的塑性和强度。因此, 向Mg-Al系合金中适当地添加一种或者几种合金化元素, 可以细化晶粒, 产生强化相, 从而提高合金的综合性能, 其中元素Sr作为一种有效的合金化元素而备受关注。表1列出了部分添加Sr的Mg-Al系合金的状态及力学性能。
  
  表1 Mg-Al-Sr系合金的力学性能

  
  从表1中可以看出, 铸态Mg-Al系合金中添加Sr元素后, 合金的强度均获得一定程度的提高, 但是研究者对Sr添加量的研究是不同的, 并且由于复合添加RE、Sn、Ca、Sr、Si等合金元素, 所以合金中生成的新相也是不同的。Zhang等[17]研究发现, 在AZ91-0.5RE镁合金中, 添加1% (质量分数, 下同) 的Sr时, 合金中生成了片状Al4Sr相, 并使β-Mg17Al12相含量减少。由表1得出, 当Sr添加量为0.2%时, 合金的抗拉强度 (UTS) 和延伸率 (δ) 分别提高了55 MPa和3.1%, 提高幅度最大。同时测试了150℃/50 MPa条件下合金的蠕变性能, 当Sr添加量为1%时, 合金表现出最佳的抗蠕变性。Sevik等[18]研究发现, 在Mg-6Al-0.3Mn-0.3Ti-1Sn合金中加入元素Sr后, 合金中出现新的Al4Sr相和金属间化合物Sr MgSn, 并且晶粒尺寸得到了细化, 晶粒尺寸从50μm减小到27μm.当Sr添加量为2%时屈服强度达到最大值, 为150MPa.分析原因如下: (1) Sr的加入起到了细晶强化作用; (2) 加入Sr后生成的Al4Sr相和Sr MgSn金属间化合物阻碍了位错运动; (3) Sr的加入降低了Mg17Al12对基体的割裂作用[19,20].Bai等[21]研究了碱土元素Sr和/或Ca对铸态Mg-4Al合金微观组织、拉伸性能以及蠕变性能的影响, 当Sr的添加量为1%时, 在晶界处有片状共晶相Al4Sr生成;当Sr的添加量为2%~3%时, 晶界处除了共晶相Al4Sr以外还有MgAl-Sr三元相存在;当Sr和Ca复合加入到Mg-4Al合金中时, 合金的晶界处出现了新相Mg2Ca和 (Mg, Al) 2Ca.由于这些新相具有高热稳定性, 在晶界处起到钉扎作用, 所以这些合金的抗蠕变性能得到提高。随着Sr含量的增加, 室温以及高温下的拉伸强度先降低后升高, 屈服强度是先升高后降低, 而伸长率逐渐降低, 如表1所示。Kim等[22]研究发现, Mg-4Al-2Sn (AT42) 合金中加入Sr后, 合金中出现三元相Sr MgSn.随着Sr的加入, 室温下合金的拉伸强度降低, 而175℃下合金的拉伸强度增大, 如表1所示。通过加入Sr, 合金的蠕变强度也得到了提高。许春香等[23]研究表明, 随着Sr含量的增加, AM80合金中出现了新相Al4Sr, 而β-Mg17Al12相含量不断降低直至完全消失。如表1所示, 添加1.5%的Sr时合金的性能最好, 其抗拉强度和伸长率分别达到最大值, 为160 MPa和15%.
  
  铸态合金中单纯添加Sr元素并不能满足合金对综合性能的要求, 因此研究者开始研究含Sr合金变形后的性能。当在挤压铸造AZ91D合金中, 单独加入Sr时, 合金中形成不规则形状的Al4Sr相;当Sr和Sb复合加入AZ91D合金中时, 合金中除了新相Al4Sr, 还形成了另一种新的棒状相Mg3Sb2, 与单独添加Sr的AZ91D合金相比, 其在175℃/70 MPa条件下的抗蠕变性能更好[24].
  
  1.2 Mg-Zn系
  
  Mg-Zn系合金成本低, 铸造和耐热性能优良, 因而受到了广泛关注。但由于结晶温度区间大, 组织较为粗大, 易产生显微疏松且热裂倾向大, 所以单纯的Mg-Zn二元合金在实际生产中的应用较少。因此, 在Mg-Zn系合金中适当地添加一种或者几种合金元素, 以期提高合金的综合力学性能。其中Sr作为有效的合金化元素, 添加到含Zn镁合金中可改善含Zn镁合金中相的数量、分布以及形态等。表2列出了部分添加Sr的Mg-Zn系合金的状态及力学性能。
  
  Mg-Zn系中Mg-Zn-Al (ZA) 系合金, 被认为是一种有发展前途的高温抗蠕变镁合金。该系合金的高温抗蠕变机理主要是通过增加Zn含量和控制Zn/Al比, 在镁合金中形成Mg32 (Al, Zn) 49和/或MgZn等耐热合金相, 从而提高镁合金的抗蠕变性能。Yang等[25]研究表明, 添加0.1%Sr到Mg-8Zn-4Al (ZA84) 合金中, 可使合金晶粒得到细化, 对合金中Mg32 (Al, Zn) 49相的形态和分布没有影响, 对抗蠕变性能也没有明显的改善, 但是对室温和150℃的拉伸性能有明显的改善, 如表2所示。
  
  表2 Mg-Zn-Sr系合金的力学性能

  
  Cheng等[26]研究发现, 在Mg-5Zn合金中加入0.6%及以上Sr时, 合金中出现了新相Mg11Zn4Sr3.少量的Sr能细化合金的晶粒, 并使合金中产生更多的晶界化合物。由表2得出, 随着Sr含量的增加, 屈服强度降低, 拉伸强度和伸长率增大, 当Sr含量为0.2%时, 抗拉强度和伸长率达到最大值, 分别为233 MPa和15%.Cong等[27]的研究表明, 在铸态Mg-6Zn-4Si合金中添加元素Sr能有效地细化初生和共晶Mg2Si相, 粗大的初生Mg2Si相由树枝晶状转变为多角状或细块状, 而共晶Mg2Si相转变为细纤维状。从图1得出, Sr元素的添加能显着改善合金在室温和150℃高温下的拉伸性能。随着Sr含量的增加, 合金的拉伸强度和伸长率都呈上升趋势。当Sr含量为0.5%时, 拉伸强度和伸长率达到了最大值。但是当Sr的含量超过0.5%时, 合金中出现针状Sr MgSi相。在针状Sr MgSi相和α-Mg基体之间, 裂纹很容易成核, 并沿晶界传播, 直接导致合金的力学性能下降。从表2可以看出, 铸态ZA84、Mg-5Zn合金中添加Sr元素后, 合金的强度均获得一定程度的提高, 但改善后的强度仍然不能满足合金的强度要求, 并且其塑性较低。因此, 越来越多的研究者开始研究添加Sr元素以及变形共同对合金性能的影响。
  
  Li等[28]在Mg-Zn合金中加入Sr和/或Zr, 发现挤压态Mg-3.2Zn-0.3Sr (MZS) 合金中的晶粒是未完全结晶的粗变形晶粒, 平均晶粒尺寸为4~6μm, 相反, 挤压态Mg-3.2Zn-0.8Zr-0.3Sr (MZZS) 合金中结晶更加完全, 晶粒较小且更均匀, 平均晶粒尺寸为1μm.这说明复合加入Sr和Zr的细化效果更好。在挤压态MZZS合金中, Zr和Sr的细晶强化作用以及弥散的第二相在晶界处的钉扎效应, 提高了合金的力学性能, 使合金的屈服强度和拉伸强度分别达到322.363 MPa和376.400 MPa, 如表2所示。Liu等[29]研究了在Mg-3Zn-Y合金中添加Sr元素并经挤压变形后在250℃下合金的性能变化规律。实验结果表明, 随着Sr含量的增加, 合金的强度不断增加, 抗拉强度由151 MPa (Sr含量0%) 增加至204 MPa (Sr含量0.9%) , 屈服强度由137 MPa (Sr含量0%) 提高至168 MPa (Sr含量0.9%) .与Mg-3Zn-Y合金相比, Mg-3Zn-Y-0.9Sr合金强度更高, 其原因是添加Sr后基体中生成大量的Mg-Zn-Sr三元相 (Mg6Zn2Sr) , 其具有高的热稳定性, 起到强化作用。Chen等[30]研究了元素Sr对Mg-5Zn-2Al合金拉伸性能的影响。由图2得出, 挤压工艺能显着提高合金在室温下的拉伸性能。随着Sr含量的增加, 挤压态合金的屈服强度逐渐提高, 伸长率逐渐降低。与铸态合金相比, 挤压态合金的屈服强度和极限拉伸强度分别提高了约167 MPa和135 MPa, 并且拉伸强度达到了322~338 MPa;延伸率明显提高了约1倍, 达到9%~16.5%.当温度达到150℃时, 随着Sr含量的增加, 挤压态合金的拉伸强度和伸长率逐渐降低, 当Sr含量达到0.2%时, 拉伸强度和伸长率先增大, 随着Sr添加量进一步增加, 拉伸强度和伸长率出现了下降趋势。当温度高于150℃时, 其他滑移系 (如柱面和锥面滑移) 被激活。在高温下, 柱面和锥面滑移系之间产生交滑移。因此, 所研究挤压态合金的伸长率急剧增大, 当Sr含量为0.2%, 合金的延伸率最大, 为40%.
  
  图1 室温和150℃下含Sr铸态Mg-6Zn-4Si合金的拉伸强度和延伸率

  
  图2 实验合金的拉伸性能[30]: (a) 室温下的铸态合金; (b) 室温下的挤压态合金; (c) 150℃下的挤压态合金

  
  1.3 Mg-RE系
  
  Mg-RE系合金是重要的耐热镁合金系。稀土元素与镁皆为密排六方晶体结构, 因此稀土元素在镁中的固溶度较大, 导致其在镁合金中具有较强的固溶强化和沉淀强化作用, 可以提高镁合金的室温及高温力学性能。此外, 稀土元素在镁合金中还可以净化镁合金液, 从而可以改善合金的铸造性能、耐蚀性能和焊接性能。但是稀土元素所占比例大, 价格比较昂贵, 限制了稀土镁合金的应用, 因此在不影响稀土镁合金性能的情况下, 加入价格较为低廉的合金元素部分取代稀土镁合金中的稀土元素, 可降低实验及生产成本。由于Sr的价格低廉, 随着Sr元素越来越受关注, 在Mg-RE系合金中添加Sr来提高合金的强度也获得了研究者的青睐。
  
  彭勃等[31]研究发现, Sr对Mg-Nd-Zr合金组织有很好的细化效果, 使得第二相含量增加且在α-Mg晶界处的分布更加连续。当Sr添加量为2.0%时, 合金的屈服强度、抗拉强度和伸长率比不含Sr的合金分别提高了23%、20%和4%;合金的显微硬度也比不含Sr的合金提高了47%.这是由于Sr加入到合金中以共晶相的形式存在于晶界处, 该相比基体α-Mg硬度高, 因此, 其作为硬质相提高了合金的硬度。Yang等[32]研究了在Mg-Gd-1.2Mn-0.4Sc合金中添加Sr元素后铸态及T5热处理后合金的性能变化规律。结果表明, 添加0.1%Sr可以细化铸态合金的晶粒, 与铸态合金相比, 经T5热处理后合金基体中的Mg5Gd和Mn2Sc相析出量更多, 并且T5热处理后合金在室温下的极限抗拉强度和屈服强度分别提高9.7%和2.7%, 在300℃时分别提高7.4%和9.6%, 如表3所示。Liu等[33]研究了不同Sr含量 (0%、0.2%、0.6%) 对挤压态Mg-6Gd-3Y-0.1Zn微观组织和力学性能的影响。结果表明, 当Sr的含量为0%时, 挤压后出现双峰晶粒结构, 同时还出现块状和条状长周期堆垛有序结构相 (LPSO) , 此相有助于提供强化和额外的应变硬化。当Sr含量为0.2%时, 动态再结晶的晶粒得到细化, 合金中出现了Mg17Sr2相和LPSO相 (微米尺寸) 以及Mg5RE相 (纳米尺寸) .当Sr含量为0.6%时, 合金中析出了大量的Mg17Sr2相和LPSO相。随着Sr含量的增加, 合金的强度不断增大。抗拉强度由300 MPa (Sr含量0.2%) 增加至340 MPa (Sr含量0.6%) , 屈服强度由160MPa (Sr含量0%) 提高至260 MPa (Sr含量0.6%) .
  
  表3 室温和300℃下实验合金的拉伸性能[32]

  
  在Mg-RE系耐热合金中加入两种及两种以上元素, 不仅可以减少元素添加量, 降低生产成本, 还可以发挥复合效应, 提高合金的综合性能, 很多学者对此方面进行了深入的研究。Liu等[34]在Mg-2.4Nd-0.5Zr合金中加入Dy (2%、6%、10%) 和Sr (0.5%、1.5%、2%) , 研究了Dy、Sr元素添加量和压铸工艺对Mg-Dy-Sr-Nd-Zr合金显微组织和力学性能的影响。研究结果显示, 极限拉伸强度随着Dy含量的增加和Sr含量的降低而增加。通过调整Dy和Sr的含量, Mg-10Dy-0.5Sr-2.4Nd-0.5Zr合金的晶粒尺寸细化到70μm并且分布均匀, 其合金的抗拉强度提高到203 MPa, 伸长率为7.4%.经过压铸过程以后, 合金的晶粒尺寸细化到18μm, 而极限拉伸强度降低到180 MPa.Yang等[35,36]研究了Zr和Sr对Mg-3Ce-1.2Mn-0.9Sc以及Mg-3Ce-1.2Mn-1Zn合金铸态组织和力学性能的影响。结果显示, 添加少量的Zr和/或Sr, 合金中Mg12Ce相的形态和分布不会发生明显的变化, 但是合金的晶粒得到了细化。当0.5%Zr和0.1%Sr复合加入时, 晶粒细化效果最好, 并且合金获得最佳的拉伸和抗蠕变性能。Yang等[37]也把Zr和/或Sr加入Mg-4Y-1.2Mn-1Zn合金中, 合金中Mg12YZn相的形态和分布也没有发生明显的变化, 合金的抗蠕变性能也没有得到改善, 但是合金在室温以及300℃下的拉伸性能得到改善。当0.5%Zr和0.1%Sr复合加入时, 合金的拉伸性能最好。章森等[38]研究了Sr和Zr的加入对MgY-Cu合金凝固组织和力学性能的影响。结果表明, 0.1%Sr或0.8%Zr能够细化合金的凝固组织, 提高合金力学性能, 且复合添加效果更明显。复合添加Sr和Zr时, 合金的初生相变成细小的等轴晶或蔷薇状晶体, 第二相分布均匀, 且分布在晶界上的第二相体积含量增加;合金的抗拉强度和伸长率分别为222.5 MPa和10.7%, 与未合金化的试样相比, 分别提高了29%和84%.
  
  2 Sr改善耐热镁合金高温性能的强化机制
  
  在镁合金中加入适量元素Sr后, 能使镁合金的高温强度显着提高, 并且能够明显改善镁合金的高温蠕变性能。一般认为, 改善镁合金高温性能的强化机制主要包括细晶强化、晶界强化和固溶强化。
  
  (1) 细晶强化
  
  根据霍尔-配奇 (Hall-Petch) 公式[39]:σs=σ0+Kd-1/2 (σs为屈服强度, σ0和K为常数, d为晶粒平均直径) , 晶粒越细, 材料的屈服强度越高。因此, 细晶强化是提高镁合金强度的重要手段之一。对于Sr细化镁合金晶粒的机理存在较大的争议, Nussbau等[40]和Lee等[41]研究发现, 在凝固过程中, Sr富集在生长界面前沿的液相中, 影响了晶粒的生长动力学, 从而细化晶粒。Aliravci等[42]研究认为, Sr作为“表面活性元素”, 在生长的固-液界面前沿形成含Sr吸附膜, 导致晶粒生长速率降低。低的生长速率使得熔体有更充足的时间产生更多的晶核, 最终使晶粒细化。
  
  (2) 晶界强化
  
  晶界处因晶格缺陷较多使原子扩散迁移速度加快, 导致晶界强度降低。加入富集于晶粒表面和晶界位置的表面活性元素以填充晶界处的晶格空位, 改善晶界附近的组织形态[43].元素Sr的加入会在镁合金中形成熔点很高的新相, 这些相具有热稳定性, 能够钉扎晶界, 阻止晶界滑移, 起到晶界强化的作用, 从而提高镁合金的高温力学性能。
  
  (3) 固溶强化
  
  固溶强化是提高耐热镁合金强度的一个重要途径。在合金中加入高熔点且固溶度大的溶质元素进行合金化, 可以增强高温蠕变时位错攀移的阻力, 有效提高合金的蠕变抗力。由于Sr的原子半径为0.245 nm, Mg的原子半径为0.172nm, 两者的原子半径差相对值为42.4%[44].根据HumeRothery规则, 溶质与基体原子尺寸差大于15%就不会形成固溶度较大的固溶体。因此, Sr在镁中的固溶度低 (大约0.11%) , 起不到优异的固溶强化作用。
  
  3 结语与展望
  
  随着汽车轻量化和环保要求的不断提高, 能源的日趋紧张以及环境污染的加剧, 镁合金作为一种绿色材料, 未来将会得到更加广泛的应用。Sr作为一种有效的晶粒细化剂, 一种能改善合金性能的合金化元素, 对它的研究虽然取得了重要的进展, 但是对含Sr镁合金的研究仍然存在一些不足, 可以从以下几个方面进一步开展研究。
  
  (1) Sr含量对耐热镁合金的组织和性能有显着的影响, 但其晶粒细化机理尚不完全清楚, 可进一步研究晶粒细化机理, 并通过实验优化最佳的添加量, 从而得到综合性能较好的合金体系, 促进含Sr耐热镁合金在实际生产中的应用。
  
  (2) 目前, 对含Sr耐热镁合金的研究和开发大多集中在铸态耐热镁合金, 而关于Sr对其他镁合金如变形 (轧制以及锻造等) 镁合金的组织和性能影响的研究还较少。因此, 可扩大Sr在镁合金中的研究和应用领域, 其中, 开发具有优良性能的新型变形镁合金是一个重要的研究方向。
  
  (3) 由于纯Sr存在易氧化烧损和添加量不易控制等问题, Sr细化镁合金晶粒时主要以锶中间合金的形式添加, 因此对锶化合物在镁合金中的组织遗传行为研究是有必要的, 进一步研究含锶相的类型及形态对镁合金晶粒细化用高效锶中间合金的开发具有重要意义。
  
  参考文献
  
  [1] Poddar P, Kamaraj A, Murugesan A P, et al. Journal of Magnesium&Alloys, 2017, 5 (3) , 348.  
  [2] Stjohn D H, Easton M A, Qian M, et al. Metallurgical&Materials Transactions A, 2013, 44 (7) , 2935.
  [3] Bi Y, Yang M B, Zou J, et al. Journal of Chongqing University of Technology (Natural Science) , 2017, 31 (12) , 63 (in Chinese) .毕媛, 杨明波, 邹静, 等。重庆理工大学学报 (自然科学) , 2017, 31 (12) , 63.  
  [4] You S, Huang Y, Kainer K U, et al. Journal of Magnesium&Alloys, 2017, 5 (3) , 239.  
  [5] Bai J, Sun Y S, Xue F, et al. Scripta Materialia, 2006, 55 (12) , 1163.  
  [6] Wu L, Pan F S, Yang M B, et al. Journal of Materials Science, 2013, 48 (16) , 5456.  
  [7] Cheng R J, Pan F S, Jiang S, et al. Progress in Natural Science:Materials International, 2013, 23 (1) , 7.
  [8] Wu L, Pan F S, Yang M B, et al. Journal of Chongqing University, 2014, 37 (3) , 1.
  [9] Wu L, Pan F S, Yang M B, et al. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2011, 21 (4) , 784.
  [10] Chen Y, Gao J J, Song Y, et al. Materials Science&Engineering A, 2016, 671, 127.
  [11] Zhang Y C, Yang L, Dai J, et al. Materials Science&Engineering A, 2014, 610 (29) , 309.
  [12] Wang W D, Han J J, Yang X, et al. Materials Science&Engineering B, 2016, 214, 26.
  [13] Sani S A, Ebrahimi G R, Rashid A R K. Journal of Magnesium&Alloys, 2016, 4 (2) , 104.
  [14] Feng Z X, Pan F S, Shi Q N, et al. Journal of Functional Materials, 2014, 45 (7) , 07061.
  [15] Bai J, Sun Y S, Xue F, et al. Materials Science&Engineering A, 2012, 531 (1) , 130.
  [16] Hirai K, Somekawa H, Takigawa Y, et al. Materials Science&Engineering A, 2005, 403 (1) , 276.
  [17] Zhang D D, Zhang D P, Bu F Q, et al. Materials Science&Engineering A, 2017, 693, 51.
  [18] Sevik H, Kurnaz S C. Journal of Magnesium and Alloys, 2014, 2 (3) , 214.
  [19] Kim B H, Park K C, Yong H P, et al. Materials Science&Engineering A, 2011, 528 (3) , 808.
  [20] Sevik H, Acikgoz S, Kurnaz S C. Journal of Alloys&Compounds, 2010, 508 (1) , 110.
  [21] Bai J, Sun Y S, Xun S, et al. Materials Science&Engineering A, 2006, 419 (1) , 181.
  [22] Kim B H, Park K C, Park Y H, et al. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2010, 20 (7) , 118.
  [23] Xu C X, Ju H, Zhang Z W. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2013 (2) , 349 (in Chinese) .许春香, 鞠辉, 张志玮。中国有色金属学报, 2013 (2) , 349.  
  [24] Kumar P, Mondal A K, Chowdhury S G, et al. Materials Science&Engineering A, 2017, 683, 37.  
  [25] Yang M B, Zhu Y, Pan F S, et al. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2010, 20 (s2) , 306.
  [26] Cheng M X, Chen J H, Yan H G, et al. Journal of Alloys&Compounds, 2017, 691, 95.  
  [27] Cong M Q, Li Z Q, Liu J S, et al. Materials&Design, 2014, 53 (1) , 430.  
  [28] Li Z, Chen M F, Li W, et al. Journal of Alloys&Compounds, 2017, 702, 290.  
  [29] Liu J W, Peng X D, Li M L, et al. Materials Science&Engineering A, 2016, 655 (S1) , 331.  
  [30] Chen Y, Gao J, Song Y, et al. Materials Science&Engineering A, 2016, 671, 127.  
  [31] Peng B, Zhang X B, Wang Z Z. Heat Treatment of Metals, 2014, 39 (11) , 41 (in Chinese) .彭勃, 章晓波, 王章忠。金属热处理, 2014, 39 (11) , 41.  
  [32] Yang M B, Li H L, Cheng R J, et al. Materials Science&Engineering A, 2012, 545, 201.  
  [33] Liu S M, Diao H, Chai L J, et a. Materials Science&Engineering A, 2017, 679, 183.  
  [34] Liu D, Yin X, Pang X, et al. Journal of Materials Engineering&Performance, 2017, 26, 1.  
  [35] Pan F S, Yang M B, Shen J, et al. Materials Science and Engineering A, 2011, 528 (13-14) , 4292.  
  [36] Yang M B, Pan F S, Liang X F. Journal of Materials Science, 2011, 46 (9) , 3216.  
  [37] Yang M B, Pan F S, Shen J, et al. Journal of Materials Engineering&Performance, 2012, 21, 47.
  [38] Zhang S, Zhou Q, Zhang H, et al. Special Casting&Nonferrous Alloys, 2015, 35 (9) , 981 (in Chinese) .章森, 周全, 张浩, 等。特种铸造及有色合金, 2015, 35 (9) , 981.  
  [39] Cui Zhongqi, Qin Yaochun. Metallography and heat treatment-second edition, Machinery Industry Press, China, 2007 (in Chinese) .崔忠圻, 覃耀春。金属学与热处理-第2版, 机械工业出版社, 2007.  
  [40] Nussbau G M, Brihot P, Warner T J, et al. In:Magnesium Alloys and Their Applications. Germany, 1992, pp.351.
  [41] Lee Y C, Dahle A K, Stjohn D H. Metallurgical and Materials Transactions A, 2000, 31 (11) , 2895.  
  [42] Aliravci C A, Gruzleski J E, Dimayuga F C. American Foundry Society Transactions, 1992, 100, 353.  
  [43] Bai X. Development of alkaline-earth and heat-resistant AM80-Ca-Sr magnesium alloys. Master's Thesis, Hunan University, China, 2009 (in Chinese) .白星。AM80-Ca-Sr碱土耐热镁合金研究。硕士学位论文, 湖南大学, 2009.  
  [44] Cui H W, Min G H, Liu J C. Rare Materials and Engineering, 2010, 39 (2) , 273 (in Chinese) .崔红卫, 闵光辉, 刘俊成。稀有金属材料与工程, 2010, 39 (2) , 273.
电话 13701839868
扫一扫
快速咨询官方微信
微信号:13701839868
优选论文官方微信