Effects of rare earth on the structure and properties of Mg–6Zn–5Al–4Gd–1RE (RE = Ce or Y) alloys

The microstructures and mechanical properties of Mg-6Zn-5Al-4Gd-1RE (RE = Ce or Y) alloys were investigated. The addition of Ce or Y obviously refines the grain size for the Mg-6Zn-5Al-4Gd-based alloy, while the Y element has a better refining effect. The Ce and Y show different grain-refining mechanisms: Ce addition mostly promotes the growth of secondary dendrite, while Y addition mainly increases the heterogeneous nucleation sites.

Edge-to-edge matching and its applications - Part II. Application to Mg-Al, Mg-Y and Mg-Mn alloys

A model for the crystallography and morphology of diffusion-controlled phase transformations - edge-to-edge matching - has been used to predict the orientation relationships (OR) and habit planes of precipitates Mg17Al12 in Mg-Al alloy, Mg24Y5 in Mg-Y alloy and alpha-Mn in Mg-Mn alloy. Based on the crystal structures and lattice parameters only, the model predicts that the possible ORs between Mg17Al12 and Mg matrix are the near Burgers OR, the Potter OR, the Gjonnes-Ostmoe OR and the Crawley OR. In the Mg-Y alloy, the OR between Mg24Y5 precipitates and the Mg matrix is predicted to be the Burgers OR only. The model also predicts that there are no reproducible ORs between alpha-Mn and Mg in the Mg-Mn alloy. Combining the edge-to-edge matching model and W. Zhang's Deltag approach, the habit plane and side facets of the precipitate for each OR can be determined. All the predicted ORs and the corresponding habit planes in Mg-Al and Mg-Y alloys agree very well with the experimental results. (C) 2004 Acta Materialia Inc. Published by Elsevier Ltd. All rights reserved.

Structure and mechanical properties of Mg-Zn-RE system alloys

The lightest density of Mg has stimulated renewed interest in Mg based alloys for applications in the automotive, aerospace and communications industries. However, Mg in the pure form has relatively low strength, limited ductility and is susceptible to corrosion. Great efforts have been made to improve the mechanical properties of Mg alloys. Alloying Mg with other elements is one of the most important methods. An important class of Mg alloys is the Mg-Zn-RE system (RE = rare earth elements). In recent few decades, a series of new Mg-Zn-RE system alloys have been obtained, and detailed the structure and mechanical properties of the alloys. In this paper, the structure and mechanical properties of the Mg-Zn-RE alloys have been summarized. It showed that these alloys have high strength and they are prospected to be widely used in the future.

Comprendre et maîtriser le passage de type I à type II de puits quantiques d'In(x)Ga(1-x)As(y)Sb(1-y) sur substrat de GaSb

Les antimoniures sont des semi-conducteurs III-V prometteurs pour le développement de dispositifs optoélectroniques puisqu'ils ont une grande mobilité d'électrons, une large gamme spectrale d'émission ou de détection et offrent la possibilité de former des hétérostructures confinées dont la recombinaison est de type I, II ou III. Bien qu'il existe plusieurs publications sur la fabrication de dispositifs utilisant un alliage d'In(x)Ga(1-x)As(y)Sb(1-y) qui émet ou détecte à une certaine longueur d'onde, les détails, à savoir comment sont déterminés les compositions et surtout les alignements de bande, sont rarement explicites. Très peu d'études fondamentales sur l'incorporation d'indium et d'arsenic sous forme de tétramères lors de l'épitaxie par jets moléculaires existent, et les méthodes afin de déterminer l'alignement des bandes des binaires qui composent ces alliages donnent des résultats variables. Un modèle a été construit et a permis de prédire l'alignement des bandes énergétiques des alliages d'In(x)Ga(1-x)As(y)Sb(1-y) avec celles du GaSb pour l'ensemble des compositions possibles. Ce modèle tient compte des effets thermiques, des contraintes élastiques et peut aussi inclure le confinement pour des puits quantiques. De cette manière, il est possible de prédire la transition de type de recombinaison en fonction de la composition. Il est aussi montré que l'indium ségrègue en surface lors de la croissance par épitaxie par jets moléculaires d'In(x)Ga(1-x)Sb sur GaSb, ce qui avait déjà été observé pour ce type de matériau. Il est possible d'éliminer le gradient de composition à cette interface en mouillant la surface d'indium avant la croissance de l'alliage. L'épaisseur d'indium en surface dépend de la température et peut être évaluée par un modèle simple simulant la ségrégation. Dans le cas d'un puits quantique, il y aura une seconde interface GaSb sur In(x)Ga(1-x)Sb où l'indium de surface ira s'incorporer. La croissance de quelques monocouches de GaSb à basse température immédiatement après la croissance de l'alliage permet d'incorporer rapidement ces atomes d'indium et de garder la seconde interface abrupte. Lorsque la composition d'indium ne change plus dans la couche, cette composition correspond au rapport de flux d'atomes d'indium sur celui des éléments III. L'arsenic, dont la source fournit principalement des tétramères, ne s'incorpore pas de la même manière. Les tétramères occupent deux sites en surface et doivent interagir par paire afin de créer des dimères d'arsenic. Ces derniers pourront alors être incorporés dans l'alliage. Un modèle de cinétique de surface a été élaboré afin de rendre compte de la diminution d'incorporation d'arsenic en augmentant le rapport V/III pour une composition nominale d'arsenic fixe dans l'In(x)Ga(1-x)As(y)Sb(1-y). Ce résultat s'explique par le fait que les réactions de deuxième ordre dans la décomposition des tétramères d'arsenic ralentissent considérablement la réaction d'incorporation et permettent à l'antimoine d'occuper majoritairement la surface. Cette observation montre qu'il est préférable d'utiliser une source de dimères d'arsenic, plutôt que de tétramères, afin de mieux contrôler la composition d'arsenic dans la couche. Des puits quantiques d'In(x)Ga(1-x)As(y)Sb(1-y) sur GaSb ont été fabriqués et caractérisés optiquement afin d'observer le passage de recombinaison de type I à type II. Cependant, celui-ci n'a pas pu être observé puisque les spectres étaient dominés par un niveau énergétique dans le GaSb dont la source n'a pu être identifiée. Un problème dans la source de gallium pourrait être à l'origine de ce défaut et la résolution de ce problème est essentielle à la continuité de ces travaux.

Comprendre et maîtriser le passage de type I à type II de puits quantiques d'In(x)Ga(1-x)As(y)Sb(1-y) sur substrat de GaSb

Les antimoniures sont des semi-conducteurs III-V prometteurs pour le développement de dispositifs optoélectroniques puisqu'ils ont une grande mobilité d'électrons, une large gamme spectrale d'émission ou de détection et offrent la possibilité de former des hétérostructures confinées dont la recombinaison est de type I, II ou III. Bien qu'il existe plusieurs publications sur la fabrication de dispositifs utilisant un alliage d'In(x)Ga(1-x)As(y)Sb(1-y) qui émet ou détecte à une certaine longueur d'onde, les détails, à savoir comment sont déterminés les compositions et surtout les alignements de bande, sont rarement explicites. Très peu d'études fondamentales sur l'incorporation d'indium et d'arsenic sous forme de tétramères lors de l'épitaxie par jets moléculaires existent, et les méthodes afin de déterminer l'alignement des bandes des binaires qui composent ces alliages donnent des résultats variables. Un modèle a été construit et a permis de prédire l'alignement des bandes énergétiques des alliages d'In(x)Ga(1-x)As(y)Sb(1-y) avec celles du GaSb pour l'ensemble des compositions possibles. Ce modèle tient compte des effets thermiques, des contraintes élastiques et peut aussi inclure le confinement pour des puits quantiques. De cette manière, il est possible de prédire la transition de type de recombinaison en fonction de la composition. Il est aussi montré que l'indium ségrègue en surface lors de la croissance par épitaxie par jets moléculaires d'In(x)Ga(1-x)Sb sur GaSb, ce qui avait déjà été observé pour ce type de matériau. Il est possible d'éliminer le gradient de composition à cette interface en mouillant la surface d'indium avant la croissance de l'alliage. L'épaisseur d'indium en surface dépend de la température et peut être évaluée par un modèle simple simulant la ségrégation. Dans le cas d'un puits quantique, il y aura une seconde interface GaSb sur In(x)Ga(1-x)Sb où l'indium de surface ira s'incorporer. La croissance de quelques monocouches de GaSb à basse température immédiatement après la croissance de l'alliage permet d'incorporer rapidement ces atomes d'indium et de garder la seconde interface abrupte. Lorsque la composition d'indium ne change plus dans la couche, cette composition correspond au rapport de flux d'atomes d'indium sur celui des éléments III. L'arsenic, dont la source fournit principalement des tétramères, ne s'incorpore pas de la même manière. Les tétramères occupent deux sites en surface et doivent interagir par paire afin de créer des dimères d'arsenic. Ces derniers pourront alors être incorporés dans l'alliage. Un modèle de cinétique de surface a été élaboré afin de rendre compte de la diminution d'incorporation d'arsenic en augmentant le rapport V/III pour une composition nominale d'arsenic fixe dans l'In(x)Ga(1-x)As(y)Sb(1-y). Ce résultat s'explique par le fait que les réactions de deuxième ordre dans la décomposition des tétramères d'arsenic ralentissent considérablement la réaction d'incorporation et permettent à l'antimoine d'occuper majoritairement la surface. Cette observation montre qu'il est préférable d'utiliser une source de dimères d'arsenic, plutôt que de tétramères, afin de mieux contrôler la composition d'arsenic dans la couche. Des puits quantiques d'In(x)Ga(1-x)As(y)Sb(1-y) sur GaSb ont été fabriqués et caractérisés optiquement afin d'observer le passage de recombinaison de type I à type II. Cependant, celui-ci n'a pas pu être observé puisque les spectres étaient dominés par un niveau énergétique dans le GaSb dont la source n'a pu être identifiée. Un problème dans la source de gallium pourrait être à l'origine de ce défaut et la résolution de ce problème est essentielle à la continuité de ces travaux.

Synthesis of composite AIN powder mixed with sintering additives by the Lanxide method

Composite AlN powder, mixed with the sintering additive Y2O3, was synthesized by the direct nitridation of molten Al-Mg-Y alloys. The character of products was determined by means of electron microscopy, X-ray diffraction, granularmetric analysis and chemical composition analysis etc. The results show that the nitridation rate of the raw alloys is higher, and the nitridation products axe porous enough to be easily crushed. Composite AlN powder, obtained by the Lanxide method, has excellent characters such as high purity, especially low oxygen content, and narrow well-distributed grain size and so on.

In-situ synthesis of AlN powders and composite AlN powders with yttrium addition

Using Al-Mg and Al-Mg-Y alloys as raw materials and nitrogen as gas reactants, AIN powders and composite AIN powders by in-situ synthesis method were prepared. AIN lumps prepared by the nitriding of Al-Mg and Al-Mg-Y alloys have porous microstructure, which is favorable for pulverization. They have high purity, containing 1.23 % (mass fraction) oxygen impurity, and consisted of AIN single phase . The average particle size of AIN powders is 6.78 mum. Composite AlN powders consist of AlN phases and rare, earth oxide Y2O3 phase. The distribution of particle size of AIN powders shows two peaks. In view, of packing factor, AIN powders with such size distribution can easily be sintered to high density.

Microstructure and mechanical properties of Mg-12.3Zn-5.8Y-1.4Al alloy

Microstructure and mechanical properties of as-cast and heat-treated Mg-12.3Zn-5.8Y-1.4Al (ZYA1261) alloy were investigated. The phase compositions of the as-cast alloy are alpha-Mg, Mg3YZn6 (I-phase), Mg(3)y(2)Zn(3) (W-phase), Mg12YZn (Z-phase), Mg24Y5, MgZn and a small quantity of Al-containing phase.

Influences of Gd on the microstructure and strength of Mg-4.5Zn alloy

Microstructure and mechanical properties of peak-aged Mg-4.5Zn-xGd (x=0, 0.5, 1.0 and 1.5 wt.%) alloys have been investigated. The results showed that the grain size of the alloys was refined gradually with increasing Gd. Mg5Gd and Mg3Gd2Zn3 phases were found in the Gd-containing alloys. The strengths were greatly improved with Gd additions, and the highest strength level was obtained in the Mg-4.5Zn-1.5Gd alloy, in which the ultimate tensile strength and yield strength were 231 MPa and 113 MPa, respectively.

Crystallization studies on amorphous AI-Y-Ni and AI-Y-Cu alloys

AI83Y10Ni7, AI80Y10Ni10 and AI80Y10Cu10 alloys were studied by the rapid solidification processing route. The glass-forming ability was found to decrease in the order of alloys mentioned above. Differential scanning calorimetry (DSC) of these amorphous alloys showed that the amorphous phase in AI-Y-Ni alloys has a higher thermal stability when compared to that in AI-Y-Cu alloys. A four-stage crystallization sequence could be identified for the AI-Y-Ni amorphous alloys. Even though the AI80Y10Cu10 alloy showed four exothermic peaks in the DSC study, a definite crystallization sequence could not be arrived at due to the coexistence of many crystalline phases along with the amorphous phase in the melt-spun condition.

Effect of Y for enhanced age hardening response and mechanical properties of Mg-Ho-Y-Zr alloys

In this study, compositional dependence of age hardening characteristics and tensile properties were investigated for Mg-4Ho-xY-0.6Zr alloys (x = 0, 3 5, and 7 wt%). The result showed that with increasing Y content, the hardness of the alloys increased in the as-quenched and aged-peak conditions. Considerable age hardening response was recognized for the alloys. When the alloy containing 7% Y showed the most remarkable age hardening response at aging temperature of 250 degrees C.

Effect of Y for enhanced age hardening response and mechanical properties of Mg-Gd-Y-Zr alloys

In this study, compositional dependence of age hardening response and tensile properties were investigated for Mg-10G(d-x)Y-0.4Zr (x = 1, 3, 5 wt.%) alloys. With increasing Y content, the age hardening response of the alloys enhanced and tensile properties increased. The Mg-10Gd-5Y-0.4Zr alloy exhibited maximum tensile strength and yield strength at aged-peak hardness, and the values were 302 MPa and 289 MPa at room temperature, and 340 MPa and 267 MPa at 250 degrees C, respectively. The strong peak age hardening was attributed to the precipitation of prismatic beta' plates in a triangular arrangement. The cubic shaped beta phase was also observed at grain boundaries. The remarkable improvement in strength is associated with a uniform and high dense distribution of beta' and cubic shaped beta precipitate phases in Mg matrix. Elongation of Mg-10Gd-0.4Zr alloys decreased with increasing Y content, and the elongation of Mg-10Gd-5Y-0.4Zr alloy was less than 3% below 250 degrees C, whereas the alloys containing I wt.% and 3 wt.% Y exhibited higher elongation than 5% at room temperature.

Microstructures and tensile properties of Mg-8Gd-0.6Zr-xNd-yY (x+y=3, mass%) alloys

Mg-8Gd-0.6Zr-xNd-yY (mass%) alloys which containing different Nd:Y mass ratio of 3:0, 2:1, 1:2 and 0:3 with a constant x + y = 3 were prepared by metal mould casting method, and the microstructure, aging behaviour and tensile properties have been investigated. The fibrous eutectic areas along the boundaries enlarge clearly in the as-cast alloys containing Y element, and the fine grain boundaries and dispersed precipitation are observed in the aged alloys. The Mg-8Gd-0.6Zr-2Nd-Y alloy exhibits notably age-hardening behaviour and the highest mechanical property. The ultimate tensile strength and yield strength of Mg-8Gd-0.6Zr-2Nd-Y alloy in the peak aged hardness are 293 and 221 MPa at room temperature, 248 and 191 MPa at 230 degrees C. The improvement of age-hardening response and tensile properties is mainly attributed to the quadrate-like stable Mg5RE precipitate, which forms readily and orderly in aged Mg-8Gd-0.6Zr-2Nd-Y alloy.

Simulación atomística de metales líquidos y aleaciones para reactores de fusión nuclear = Atomistic simulation of liquid metals and alloys for nuclear fusion reactors

La presente tesis comprende un estudio de metales líquidos, Li, Pb y eutéctico Li17Pb en el ámbito de la tecnología de fusión nuclear. Uno de los problemas fundamentales en futuros reactores de fusión es la producción y extracción de tritio en la denominada envoltura regeneradora (blanket en inglés). Dicho blanket tendrá dos propósitos, la extracción del calor generado por las reacciones de fusión para su posterior conversión en energía eléctrica así como la producción de tritio para realimentar el proceso. Dicha producción se realizará mediante el “splitting” del Li con los neutrones provenientes de la fusión. Esta reacción produce tritio y helio por lo que la interacción del T y el He con el metal líquido, con los materiales estructurales así como con el He es un problema fundamental aun no bien entendido y de gran importancia para futuros diseños. Los capítulos 1 2 y 3 presentan una introducción a dichos problemas. El capítulo 1 introduce al lector en la tecnología de fusión nuclear. El segundo capítulo explica en mayor detalle el uso de metales líquidos en reactores de fusión, no solo en blankets sino también como primera pared, divertor etc, lo que se denomina en general “plasma facing materials”. Por último se ofrece una breve introducción a las técnicas de dinámica molecular clásica (CMD) y un breve resumen de los potenciales más usados. El estudio se ha llevado a cabo utilizando simulación atomística mediante potenciales semi-empíricos del tipo átomo embebido (EAM). La Tesis consta de 4 partes bien definidas. En primer lugar se verificó la idoneidad de los potenciales tipo EAM para simular las propiedades de los metales Li y Pb en fase líquida. Dicho estudio se detalla en el Capítulo 4 y en su extensión, el Apéndice 1, en el que se estudia los límites de validez de esta aproximación. Los resultados de dicho estudio han sido publicados y presentados en diversos congresos internacionales. Un resumen de la metodología seguida fue publicado como capítulo de libro en Technofusión 2011. Los resultados se presentaron en diversos congresos internacionales, entre ellos ICENES 2011, (Artículo en ICENES Proceedings) ICOPS-SOFE 2011, en una presentación oral etc. El trabajo ha sido aceptado recientemente en Journal of Nuclear Materiales (Fraile et al 2012). La segunda parte y más importante comprende el desarrollo de un potencial para el estudio de la mezcla de ambos metales. Éste es el trabajo más novedoso e importante dado que no existía en la literatura un potencial semejante. Se estudiaron dos aproximaciones distintas al problema, un potencial tipo EAM/cd y un potencial EAM/alloy. Ambos potenciales dan resultados satisfactorios para la simulación del eutéctico (y concentraciones de Li menores que el 17%). Sin embargo el sistema LiPb en todas las concentraciones es un sistema que se aparta enormemente de una solución ideal y dicho potencial no daba buenos resultados para mezclas PbLi con concentraciones de Li grandes. Este problema fue solventado mediante el desarrollo de un segundo potencial, esta vez tipo EAM/alloy (segunda parte del Capítulo 5). Dicho trabajo será enviado a Physical Review Letters o a Phys. Rev. B, y una extensión junto con un estudio detallado de las propiedades del eutéctico de acuerdo con nuestras simulaciones se enviará a continuación a Phys. Rev. B. En tercer lugar se estudió el problema de la difusividad del H en metales líquidos aprovechando distintos potenciales existentes en la literatura. El problema del H en metales líquidos es importante en metalurgia. En dicho capítulo se estudió la difusividad del H en Pd, Ni y Al con potenciales tipo EAM, y también con un potencial más sofisticado que tiene en cuenta la dependencia angular de las interacciones (ADP por sus siglas en inglés). De este modo disponemos de un estudio detallado del problema con diferentes modelos y diferentes metales. La conclusión apunta a que si se compara con los resultados experimentales (muy escasos) los resultados obtenidos mediante CMD dan valores bajos de la difusividad del H. Las razones de dicho desacuerdo entre simulación y experimentos se detallan en el Capítulo 6. Este trabajo ha sido presentado en una presentación oral en el reciente congreso internacional “Trends on Nanothecnology” TNT 2012 celebrado en Madrid. El trabajo será publicado en un futuro próximo. Por último, como se dijo anteriormente, el estudio del He, la formación de burbujas en metales líquidos, su difusión nucleación y cavitación es otro problema deseable de ser estudiado mediante técnicas atomísticas. Para ello es necesario el desarrollo de diversos potenciales, He-Li, He-Pb y un potencial ternario Pb-Li-He. Para ello se han realizado simulación ab initio de los sistemas Pb+He y Li+He. Dicho estudio pretende calcular las fuerzas entre los átomos del metal (Pb o Li) con intersticiales de He. De este modo aplicaremos el “force matching method” (FMM) para el desarrollo de dichos potenciales. En el Capítulo 7 se detallan los resultados obtenidos referidos a las posiciones más favorables de las impurezas de He dentro de redes cristalinas de Pb y Li así como el efecto de tener en cuenta el acoplo spin-orbita (SOC en inglés). El análisis de los resultados en términos de transferencia de carga y análisis de las densidades electrónicas, así como la creación de los potenciales mencionados está en progreso. En conjunto la tesis presenta un estudio de los diversos problemas relacionados con el uso de metales líquidos en reactores de fusión y representa un primer paso en la determinación de parámetros de gran importancia para el diseño de blankets y sistemas de primera pared. Con la simulación MD de dichos problemas mediante, importante, potenciales realistas, valores de difusión, solubilidad etc de especies ligeras, H (o sus isotopos) y He en metales líquidos podrá ser calculada complementando así la base de datos que presenta enormes incertidumbres.