AlTiCSrRE對(duì)AM60B合金鑄態(tài)顯微組織及性能的影響

I料減輕汽車自重。但是Mg-Al系合金較低的強(qiáng)度和塑性變形能力卻限制了其在汽車工業(yè)上的廣泛應(yīng)用。譬如對(duì)于汽車減重具有尤其重要意義和效果的汽車輪此，提高AM60強(qiáng)度就成為拓展其在汽車工業(yè)上應(yīng)用范圍的一個(gè)重要方向。本文以AM60B鎂合金為研究對(duì)象，分別添加不同量的Al-5Ti-0.25C-8Sr和試驗(yàn)機(jī)等多種分析測(cè)試手段，研究了添加不同量Al-5Ti-SrAl-5Ti-0.25C-2RE中間合金對(duì)AM60B鎂合金顯微組織及性能的影響，兩種中間合金對(duì)AM60B鎂合金的細(xì)化變質(zhì)機(jī)理。通過(guò)實(shí)驗(yàn)與分析，得出如下結(jié)金后，引起了合金顯微組織的顯著變化，初生a-Mg相，二次枝晶和二次枝晶臂狀或骨骼狀。當(dāng)Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金添加量為0.1%時(shí)，晶粒細(xì)化效果最網(wǎng)狀轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的顆粒狀，均勻彌散的沿晶界分布。當(dāng)Al-5Ti-0.25C-2RE中間而當(dāng)兩種中間合金添加量超過(guò)一定量時(shí)，其細(xì)化變質(zhì)效果均有所減弱。硬度分別提高到181Mpa和57.9HV,較原合金分別提高了22.2%和21.9%;當(dāng)高到177Mpa和56.8HV,較原合金分別提高了21%%和17.6%。研究了在不同的冷卻速度下，兩種中間合金在最佳成分點(diǎn)時(shí)對(duì)AM60B鎂合金細(xì)化變質(zhì)的效果。結(jié)果表明，經(jīng)0.1%的Al-5Ti-0.25C-8Sr和0.8%的Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金細(xì)化處理后的AM60B合金在冷卻速度增加的情況下均可獲得更細(xì)小的合金組織。當(dāng)冷卻速度增大時(shí)AlTiSr0.1%Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金對(duì)β相的變質(zhì)效果要優(yōu)于0.8%Al-TiREⅢ magnesiumalloyproductionjuwhichwillexpandthescInthispaperdifferentamountsofAlTiSraalloycansignificantl graduallydecrease.improvedwhenthedifferentamountofAlTmasteralloyaddedrespectivelyWhspacingoftwokindsofmasteralloyarKeyWordsgrainrefinementmodificationmicroV優(yōu)秀畢業(yè)論文 v 2 4 1.4Mg-Al系鎂合金晶粒細(xì)化方法 8 9 1.5課題提出 1.6.2技術(shù)路線 2.2實(shí)驗(yàn)設(shè)備 優(yōu)秀畢業(yè)論文目錄 2.4試樣制備及分析方法 2.5力學(xué)性能測(cè)試 2.6極化曲線 3.1Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織的影響 3.1.1AM60B的相組成 3.1.2AM60B的鑄態(tài)顯微組織 3.2Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織的影響 3.2.2鑄態(tài)顯微組織SEM分析 3.3Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金對(duì)鑄態(tài)AM60B晶粒尺寸的影響 3.4Al-5T-0.25C-8Sr中間合金對(duì)AM60B鎂合金細(xì)化機(jī)理探討 3.4.1AL?C;與TiC異質(zhì)核心作用 3.5Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金對(duì)鑄態(tài)AM60B力學(xué)性能的影響 3.6Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金對(duì)鑄態(tài)AM60B耐腐蝕 3.7.1冷卻速度對(duì)a-Mg樹枝晶及二次枝晶間距的影響 3.8本章小結(jié) 4.1Al-5Ti-0.25C-2RE對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織的影響 優(yōu)秀畢業(yè)論文 4.1.4合金鑄態(tài)顯微組織SEM分析 4.2細(xì)化機(jī)理分析 4.2.2Al?C?和TiC異質(zhì)核心作用 4.2.3Ti、Ce元素的作用 4.3Al-5TI-0.25C-2RE對(duì)鑄態(tài)AM6 4.4Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金對(duì)鑄態(tài)AM60B耐腐蝕性的影響 4.5冷卻速度對(duì)0.8%Al-5Ti-0.25C-2RE細(xì)化效果的影響 4.5.1冷卻速度對(duì)a-Mg樹枝晶的影響 4.6.1兩種中間合金對(duì)a-Mg樹枝晶細(xì)化效果的對(duì)比 4.6.3兩種中間合金對(duì)AM60B合金晶粒細(xì)化效果對(duì)比 4.7本章小結(jié) 個(gè)人簡(jiǎn)歷及在學(xué)期間發(fā)表的學(xué)術(shù)論文與研究成果 11.1鎂及鎂合金概述范圍為1.75g/cm3~1.9g/cm3,比鋁合金約輕36%,比鋅合金約輕73%,比剛約輕77%12。鎂合金具有高的比強(qiáng)度、比剛度、減震性、易切削加工性等優(yōu)點(diǎn)，且(1)高比強(qiáng)度和比剛度2(5)優(yōu)良的切削加工性能鎂合金的切削速度大大高于其他金屬，不需要磨(1)汽車工業(yè)可以節(jié)省燃油8%~10%。相應(yīng)的，同時(shí)可以減少尾氣排放量。目前為止，汽車上有60多個(gè)零部件是采用鎂合金制造的-1。綜合看來(lái)，有7種部件鎂合金的使用普及率最高，它們分別是儀表盤基座、座位框架、方(2)電子工業(yè)熱性好、電磁屏蔽能力強(qiáng)等。目前鎂合金已廣泛用于移動(dòng)電話等電子產(chǎn)品上(3)航空航天領(lǐng)域3列Mg-Al-RE。4合金的塑性最好，當(dāng)Al含量為6%時(shí)，合金的綜合性能較好。因此，含鋁的二Mg-Al-Si系合金屬耐熱鎂合金，主要合金為AS41、AS21和AS21X,常用1.2鎂合金應(yīng)用中存在的問(wèn)題51.3鎂合金晶粒細(xì)化的意義對(duì)于金屬及其合金來(lái)說(shuō)，它們的鑄態(tài)組織是具有因子，所以對(duì)于K值約為鋁的4倍的鎂來(lái)說(shuō)，晶粒細(xì)化對(duì)鎂及其合金的強(qiáng)度及6熔，的熔，的1.4Mg-Al系鎂合金晶粒細(xì)化方法(1)過(guò)熱法(2)碳質(zhì)孕育法7(3)氯化鐵法氯化鐵法是將無(wú)水氯化鐵(FeCl;)加入到750℃左右的鎂合金熔體中對(duì)其1.4.2添加溶質(zhì)元素(1)堿土元素8合金的力學(xué)性能。研究表明，在AZ91合金中加入0Sr(2)稀土元素1.4.3添加中間合金非常有效地細(xì)化Mg-Al系合金；崔紅衛(wèi)，劉俊成等人4在AZ9Al-5%Ti-0.25%C、Al-8%Ti-2%C兩種三元中間合金后，發(fā)現(xiàn)也都AZ到峰值25.17Jcm2,比原AM50鎂合金的沖體中引入細(xì)小顆粒相形核核心4,如TiC、Al?C?和TiB?等，TiC、Al?C?和91.5課題提出1.6研究?jī)?nèi)容及技術(shù)路線1.6.1研究?jī)?nèi)容(1)在AM60B鎂合金的基礎(chǔ)上，分別添加不同量的Al-5Ti-0.25C-8Sr與Al-5Ti-0.25C-2RE兩種四元中間合金，分AM合金顯微組織及性能的影響，并分別確定出最佳添加量。(2)探討Al-5Ti-0.25C-8Sr與Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金對(duì)AM60B合金中a相和β相的細(xì)化及變質(zhì)機(jī)理。度下對(duì)AM60B顯微組織的影響。1.6.2技術(shù)路線顯微硬度測(cè)試?yán)煨阅軝z測(cè)耐腐蝕性檢測(cè)oM組織分析固溶處理SEM分析XRD分析Eas分析圖1.1研究技術(shù)路線2實(shí)驗(yàn)設(shè)備及合金制備實(shí)驗(yàn)所用基礎(chǔ)熔煉合金為商用AM60B鎂合金，添加晶粒細(xì)化劑為本實(shí)驗(yàn)室的成分如表2.1所示。表2.1AM60B合金的成分(wt%)成分2.2實(shí)驗(yàn)設(shè)備壽(1)熔煉設(shè)備：SG2-7.5-12坩堝電阻爐，額定功率7.5KW,額定溫(2)加熱設(shè)備：101A-3烘箱(6KW),其加熱溫度范圍：10~300℃。(3)澆注模具：鑄鐵金屬型(φ19mm×120mm),金屬型如圖2.1所示；金屬型階梯模具如圖2.2所示。圖2.2鑄造階梯試樣的金屬型2實(shí)驗(yàn)設(shè)備及合金制備(4)待AM60B完全熔化，扒渣后加入中間合金，升溫至740℃;保溫5min2.4試樣制備及分析方法2.4.3分析方法(1)金相顯微組織觀察采用OlympusH2-UMA型金相采集系統(tǒng)和MDS金相顯微鏡采集設(shè)備，對(duì)鑄態(tài)、T4熱處理態(tài)實(shí)驗(yàn)合金試樣進(jìn)行金相采集和觀察。利用X射線衍射(X-RayDiffraction)分析各合金相組成，使用儀器為PhilipsPW1700型X射線衍射儀，實(shí)驗(yàn)采用CuKa靶，起始角20°,終止角90°,掃描速度為4/min,工作電壓40KV,工作電流40mA。(SecondaryElectronImage)顯示各成分合金的組織形貌特征。實(shí)驗(yàn)設(shè)備為日本電上進(jìn)行。的合金元素成分及其相對(duì)含量。試驗(yàn)所用能譜儀為JSM-6490LV型掃描電鏡自帶的Oxford和Quanta-200型掃描電鏡自帶的EDAX能譜儀。2.5.1拉伸性能測(cè)試常溫拉伸實(shí)驗(yàn)在InstronModel5585材料實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸試樣參照《金屬材料室溫拉伸實(shí)驗(yàn)方法》進(jìn)行加工，如圖2.3所示，拉伸速率為1mm·min'。試驗(yàn)對(duì)未添加中間合金和添加了不同量Al-5Ti-0.25C-8Sr和Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金的AM60B合金進(jìn)行拉伸性能測(cè)試。3.1.1AM60B的相組成 3.1.2AM60B的鑄態(tài)顯微組織圖3.2為AM60B鎂合金的鑄態(tài)顯微組織，由圖可知AM60B合金的鑄態(tài)凝狀分布在晶界上，呈現(xiàn)出完全離異共晶特征。3.2Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織的影響晶粒細(xì)化與變質(zhì)。以觀察不同添加量的Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金對(duì)AM60B鎂合金顯微組織的影響。3.2.1Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金添加量對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織的影響鑄態(tài)顯微組織。左側(cè)為低倍OM顯微組織，右側(cè)為高倍OM顯微組織。優(yōu)秀畢業(yè)論文 圖3.4添加不同量Al-5Ti-0.25C-8Sr對(duì)AM60B顯微組織的影響FigEffectofAlTiSradditiononthemicrostructureofascastAMB中間合金后，如圖3.4所示，AM60B合金的顯微組織均不同程度連續(xù)的網(wǎng)狀，斷裂成斷續(xù)的短棒狀，且顆粒狀的β-Mgi?Ali?相增多；添加0.1%枝晶變短，二次枝晶間距較AM60B合金大幅度減小，觀察右側(cè)高倍圖片還可發(fā) 3Al-5Ti-0.25C-8Sr對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微織織及性能的影響3.2.2鑄態(tài)顯微組織SEM分析在添加0.05%中間合金后，如圖3.5(b),離異共晶析出的β-Mgi?Ali?相由原連續(xù)或半連續(xù)的網(wǎng)狀，斷裂成卵石狀或短棒狀，并且顆粒狀β相明顯增多。添加0.1%中間合金后，如圖3.5(c)所示，離異共晶析出的β相被完全斷裂成細(xì)小的顆粒狀，并且彌散的分布于鎂基體中，析出量也明顯減少。中間合金的添加量繼續(xù)增加到0.3%時(shí)，如圖3.5(d),共品析出的β相仍然呈現(xiàn)顆粒狀彌散分布于基體中，與添加0.1%時(shí)相比差別并不是很大，只是在析出量上稍有增多。繼續(xù)增加中間合金的添加量到0.5%后，如圖3.5(e)所示，離異共晶析出的β相則不僅析出量增多點(diǎn)狀相減少，且重新出現(xiàn)半連續(xù)的短棒狀和骨骼狀。都不同程度的有所細(xì)化。不僅可有效減小初生a-Mg等樹枝晶的大小、二次枝晶和二次枝晶間距，并且同時(shí)可改變離異共晶析出的β-Mgi?Al?相的大小、形態(tài)、分布和析出量。通過(guò)圖3.4和圖3.5的分析對(duì)比后，不難看出Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金的加入量為0.1%時(shí)，對(duì)AM60B鎂合金顯微組織的細(xì)化變質(zhì)效果最好，不僅初生a-Mg細(xì)小，二次枝晶和枝晶間距小，且β相析出數(shù)量減少，主要以顆粒狀彌散的沿晶界分布。3.2.3合金相組成分析圖3.6分別為添加0.1%和0AlTiSrXRD和β-Mg?7Al?相的衍射峰外，只出現(xiàn)了AL?C?相的衍射峰，但并未出現(xiàn)3.3Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金對(duì)鑄態(tài)AM60B晶粒尺寸的影響(d)0.3%Al-5Ti-0.25C-8Sr;(e)0.5%Al-TiSr表3.1AM60B+x%Al-5Ti-0.25C-8Sr合金的平均晶粒尺寸3AJ-5Ti-0.25C-8Sr對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響中間合金添加量/%03.4Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金對(duì)AM60B鎂合金細(xì)化機(jī)理探討3.4.1Al?C?與TiC異質(zhì)核心作用 更多的Al?C?。圖3.8AM60B+Al-5Ti-0.2SrSEMEDS圖3.8為AM60B+Al-5Ti-0.25C-8Sr合金中灰色粒子的SEM圖及EDS能譜分析結(jié)果。結(jié)果顯示此粒子含有46.68%的C元素和46.91%的Mg,卻只含有1.26%的Al和5.14%的0元素。Mg為基體所致，而0元素含量較少，基本可分?jǐn)U散開的C原子于Al原子發(fā)生反應(yīng)形成Al?C?粒子150,而部分未擴(kuò)散開的C則在合金熔體中形成如圖3.8所示的富C粒子。優(yōu)秀畢業(yè)論文0000000由圖3.10可以看出，Al?C?和Mg都為密排六方晶體結(jié)構(gòu)。而其品格常數(shù)分(0001)Mg/(0001)Auc、(1010)mg/(0001)Auc,、(1010)Mg/(1010)AuC;三組典型低指數(shù)晶面的二維點(diǎn)陣錯(cuò)配度，如表3.2所列。由表3.2可看出，Mg和Al?C?在低指數(shù)品面(0001)上的二維點(diǎn)陣錯(cuò)配度為3.79%,且(1010)Mg//(1010)Auc;具有最小的二維點(diǎn)陣錯(cuò)配度，其值為3.35%,這兩組晶格錯(cuò)配度都小于6%,從而在理論上進(jìn)一步證明了Al?C?顆粒為a-Mg相有效的異質(zhì)晶核4。因此，高熔點(diǎn)、高穩(wěn)定性的Al?C?可作為a-Mg的有效形核核心。這種具有高穩(wěn)定性的粒子在機(jī)械攪拌作用下，彌散而均勻的分布于熔體中，在隨后的凝固過(guò)程中作為初生a-Mg的有效異質(zhì)形核核心，從而極大地增加了a-Mg的形核率，有效地細(xì)化了合金組織。 3AL-5Ti-0.25C-8Sr對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響圖3.11為TiC的晶體結(jié)構(gòu)示意圖和其與Mg的原子匹配示意圖。由圖3.11可以看出TiC為NaCl型面心立方晶體。但是TiC的原子密排面(111)面與Mg的基面(0001)面卻有著相似的原子排列方式-57。表3.3則表明了TiC的晶形核質(zhì)點(diǎn)晶格結(jié)構(gòu)晶格參數(shù)/nm點(diǎn)陣失配度(%)表3.3為TiC的晶體結(jié)構(gòu)和晶格常數(shù)，TiC的原子密排面(111)與鎂基面(1000)的原子間距以及兩者的晶格錯(cuò)配度。根據(jù)Bramfitt公式計(jì)算出TiC(111)面與Mg(0001)面的錯(cuò)配度為：TiC屬高熔點(diǎn)、高穩(wěn)定性粒子，由上述計(jì)算可知其與a-Mg的錯(cuò)配度僅為4.6%,所以TiC在合金凝固過(guò)程中也可以充當(dāng)a-Mg的異質(zhì)形核核心。但是在AM60B+x%Al-5Ti-0.25C-8Sr合金的XRD衍射圖譜中并未出現(xiàn)明顯的TiC峰，可能因?yàn)橥ㄟ^(guò)中間合金引入鎂合金熔體的TiC量較少，不易檢測(cè)出來(lái)。由于中間合金加入AM60B熔體中后，在高溫保溫階段可生成大量的Al?C?粒子，從而在后續(xù)的合金凝固過(guò)程中充當(dāng)有效的異質(zhì)形核核心。因此，作者認(rèn)為Al?C?粒子在本次試驗(yàn)中對(duì)a-Mg起主要的異質(zhì)形核核心作用。圖3.12為AM60B+Al-5Ti-0.25C-8Sr合金的SEM圖及C處的EDS能譜分析圖，由圖C處的EDS可以看出其含有Ti、C、Mn、Mg、Al等元素，Ti元素只含有2.50%,而C卻含有16.30%,而且我們未看到具有TiC形態(tài)的相，結(jié)合AM60B+Al-5Ti-0.25C-8Sr合金的XRD衍射圖譜，如圖3.6所示，作者認(rèn)為，此處所打出來(lái)的Ti此時(shí)是以單質(zhì)的形式固溶于Al-Mn相中。合金中的分布及作用，我們對(duì)AM60B+0.5%Al-5Ti-0.25C-8Sr合金進(jìn)行了EDS分析和各個(gè)元素分布的面掃分析，面掃結(jié)果如圖3.13和圖3.14所示。 3AJ-5Ti-0.25C-8Sr對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微紹織及性能的影響其合金中所掃面各個(gè)元素的EDS能譜分析。由EDS能譜分析結(jié)果可以看出，在AM60B+0.5%Al-5Ti-0.25C-8Sr合金中含有較多的C元素和少量Ti及Sr元素。 圖3.14AM60B+0.5%A1-5Ti-0.25C-8Sr合金中各個(gè)元素面掃分析FigTheXraymappingofeachelementi 3AJ-5Ti-0.25C-8Sr對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響由文獻(xiàn)知59,β相的形態(tài)和分布是由鎂合金凝固后期的共晶凝固行為決定圖3.16和圖3.17為AM60B+Al-Ti-C-Sr合金同一個(gè)相不同部位的SEM圖和含量為3.20%而D點(diǎn)Sr的含量為0.18%,這就說(shuō)明Mg-Al相外側(cè)的Sr含量高3Al-5Ti-0.25C-8Sr對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微織織及性能的影響由Mg-Sr二元合金相圖可知Sr在a-Mg的固溶度僅為0.11%,因此合金在數(shù)。一般而言，生長(zhǎng)限制因子值越大，說(shuō)明該溶質(zhì)原子抑制晶粒長(zhǎng)大的能力越強(qiáng)，即品粒細(xì)化的效果越好。部分不同溶質(zhì)原子的生長(zhǎng)限制參數(shù)如表3.4所示。從而減慢了溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速度，抑制了晶粒長(zhǎng)大的能力。由表3.4列出了幾種元素mkm(k-1)結(jié)晶類型共晶共晶Y共晶因此，Sr可對(duì)鎂合金晶粒細(xì)化的原因之一可以在鎂合金中加入少量的Sr元素，在生長(zhǎng)的固/液界面前沿的擴(kuò)散層內(nèi)產(chǎn)生成分過(guò) 3Al-5Ti-0.25C-8Sr對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響時(shí)，其抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值181MPa,顯微硬度達(dá)到57.9,分別比不加3Al-5Ti-0.25C-8Sr對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響中間合金加入量的增加強(qiáng)度和顯微硬度均有所下降。圖3.18不同Al-5Ti-0.25C-8Sr加入量對(duì)AM60B力學(xué)性能的影響釋放出來(lái)的高熔點(diǎn)、高穩(wěn)定性的形核核心Al?C?和TiC,和在熔體保溫過(guò)程中重新生成出來(lái)的Al?C?彌撤和均勻的分布于AM60B中，對(duì)基體合金起到釘扎位錯(cuò)有效的細(xì)化，細(xì)晶組織也會(huì)以晶界強(qiáng)化的方式來(lái)提高合金的力學(xué)性能。另外，連續(xù)或半連續(xù)的網(wǎng)狀轉(zhuǎn)變?yōu)轭w粒狀，也可以減少對(duì)基體的割裂作用，提高材料團(tuán)聚現(xiàn)象，并且長(zhǎng)條狀TiAl?相增多，從而減弱對(duì)合金的細(xì)化作用，致使合金的圖3.19為添加不同量Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金細(xì)化處理后鑄態(tài)AM60B鎂合金在3.5%NaCl溶液中的極化曲線。 3AI-5Tj-0.25C-8Sr對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響由圖3.19可以看出，添加不同量Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金后AM60B的腐蝕電流密度均比原合金的要低，這說(shuō)明經(jīng)Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金細(xì)化后AM60B鎂合金的耐腐蝕性得到了提高。利用Tafel直線外推法1641對(duì)圖3.19中所得曲線進(jìn)行擬合，結(jié)果見表3.5。合金試樣Em(腐蝕電位/V)Lcon(腐蝕電流密度AM60B+0.05%Al-5Ti-0.25C-8SrAM60B+0.1%Al-5Ti-0.25C-8SrAM60B+0.3%Al-5Ti-0.25C-8SrAM60B+0.5%A1-5Ti-0.25C-8Sr由于腐蝕速率與腐蝕電流密度成正比。不同的腐蝕體系，通過(guò)比較Ion即可定性地判斷其腐蝕性能，腐蝕電流越小，耐蝕性越好；相反，腐蝕電流越大，3.7冷卻速度對(duì)0.1%Al-5Ti-0.25C-8Sr細(xì)化效果的影響由于目前鎂合金的工業(yè)應(yīng)用主要是由壓鑄工藝成型的，壓鑄工藝一般都具有較大的冷卻速度，以促使合金組織細(xì)化。但是就壓鑄而言，通過(guò)改變冷卻速中間合金在不同冷卻速度下對(duì)AM60B鎂合金表現(xiàn)出來(lái)的細(xì)化變質(zhì)能力。圖3.20為添加0.1%AM60B+Al-5Ti-0.25C-8Sr合金階梯金屬型凝固組織，所用階梯金屬型如圖2.2所示。通過(guò)澆注不同厚度的鑄件來(lái)實(shí)現(xiàn)冷卻速度的變化，金相試樣分別在5mm,10mm,20mm,40mm厚度處取得。隨著金屬模具壁厚 3Al-5Ti-0.25C-8Sr對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響圖3.20為添加0.1%的Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金時(shí)AM60B在不同冷卻速度下的鑄態(tài)顯微組織。圖中灰白色的相為a-Mg相，黑色相為在晶界處析出的離異共晶β相。由于金屬模壁厚的不同，冷卻速度由大到小變化時(shí)合金凝固時(shí)間圖3.20(d)中，由于冷卻速度較慢，與圖3.20(a)相比α樹枝晶和二次枝晶均顯冷卻速度對(duì)a-Mg晶粒細(xì)化的原因主要是形核機(jī)制在起作用。由于心，因此當(dāng)冷卻速度增大時(shí)，液態(tài)鎂合金的結(jié)晶過(guò)冷度增大，在有限的區(qū)域內(nèi)研究發(fā)現(xiàn)，二次枝晶臂間距對(duì)力學(xué)性能的影響比晶粒度還要明顯6。因此，示，40mm,20mm,10mm,5mm試樣中的二次18μm和16μm,冷速最大時(shí)二次枝晶臂比冷速最小時(shí)減小了約43%?？梢?，在加入Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金后Mg 3Al-5Ti-0.25C-8Sr對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響3.7.2冷卻速度對(duì)β相的影響卻速度下析出的β-Mgi?Ali?相顯微形貌。由圖3.21可以看出，經(jīng)過(guò)續(xù)網(wǎng)狀β相轉(zhuǎn)變?yōu)轭w粒狀分布，并且可使合金中的β相的析出數(shù)量減少。但是冷卻速度的增加會(huì)使合金偏析加劇，從而促使β相數(shù)量呈增加的趨勢(shì)，兩種因素的作用是相反的，因此在針對(duì)β相數(shù)量這方面，冷卻速度的提高與變質(zhì)作用圖3.21(d)顯示了40mm厚試樣中β相形貌，由于冷卻速度最慢，圖中顆粒狀β相相對(duì)較少，且骨骼狀和顆粒狀β相均較大。隨著冷卻速度的增大，如圖3.21(a)和(c)所示，顆粒狀β相較多，合金基體中骨骼狀和顆粒狀β相均相對(duì)變小。圖3.21(a)為階梯模5mm厚處取得的試樣顯微組織，冷卻速主要以細(xì)小顆粒狀分布于基體中。因此，從實(shí)驗(yàn)結(jié)果來(lái)看，經(jīng)0.1%的仍能顯現(xiàn)出良好的變質(zhì)效果，即對(duì)β相仍具有較好的抑制作用，不僅使β相析出量減少，且呈顆粒狀分布于基體中。阻礙了Al元素進(jìn)入固溶體中，導(dǎo)致了固-液界面前沿溶質(zhì)的不穩(wěn)定性增大，使樹枝狀的初晶α相的數(shù)量增加，分枝加劇，從而減少了離異共晶β相的量。 3AJ-5Ti-0.25C-8Sr對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響冷去速度增加的情況下，合金組織變的更加優(yōu)異，初生a-Mg顯著細(xì)化，二次樹變質(zhì)作用，呈細(xì)小顆粒狀彌散分布于基體中。所以，可以預(yù)見在合金冷卻速度 3AJ-5Tj-0.25C-8Sr對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響度由原146Mpa提高到181Mpa,較原基礎(chǔ)合金提高了22.2%,顯微硬度由原 4AJ-5Ti-0.25C-2RE對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5%,0.8%,1.0%的Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金對(duì)AM60B合4.1.1合金相組成分析AM60B+1.0%Al-5Ti-0.25C-2RE合金不僅含有Al?C?和Ce峰，而且出現(xiàn)了TiAl?(a)0.5%Al-5Ti-0.25C-2RE;(b)0.8%AlTiREAlTiRE4.1.2合金鑄態(tài)顯微組織分析圖4.2為添加Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金晶粒細(xì)化前后AM60B鎂合金的鑄態(tài)顯微組織，左側(cè)為低倍OM顯微組織，右側(cè)為高倍OM顯微組織。 4Al-5Ti-0.25C-2RE對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響圖4.2添加不同量Al-5Ti-0.25C-2RE對(duì)AM60B顯微組織的影響 4.1.3Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金對(duì)鑄態(tài)AM60B的晶粒細(xì)化合金固溶態(tài)晶粒尺寸的影響，利用截線法統(tǒng)計(jì)平均晶粒大小。表4.1列出了4Al-5Ti-0.25C-2RE對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響圖4.3AM60B+x%Al-5Ti-0.25C-8Sr合金周溶處理后的顯微組織FigMicrostructureofAMAlTiSralloys(a)0.5%Al-5Ti-0.25C-2RE;(b)0.8%Al-5Ti-0.25C-2RE;(AlTiRE表4.1AM60B+x%Al-5Ti-0.25C-8Sr合金的平均晶粒尺寸中間合金添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%0金的平均晶粒尺寸顯著減小。添加中間合金前，AM60B平均品粒尺寸約為265μm,添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5%的Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金后，合金的平均晶合金組織傾向于均勻化，圖4.3(b)是添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.8%的Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金時(shí)的合金品粒組織，由圖可見合金平均晶粒尺寸約為83μm,;當(dāng)添加是我們發(fā)現(xiàn)平均晶粒尺寸與添加0.8%的中間合金對(duì)比有輕微增大現(xiàn)象，合金平4.1.4合金鑄態(tài)顯微組織SEM分析圖4.4為添加Al-5T-0.25C-2RE中間合金晶粒細(xì)化劑前后AM60B鎂合金的 4Al-5Ti-0.25C-2RE對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響圖4.4添加不同量Al-5Ti-0.25C-2RE后AM60B的SEM圖片F(xiàn)igTheSEMMicrographofAMBalloywithdiff(c)0.8%Al-5Ti-0.25C-2RE;(d)AlTiRE優(yōu)秀畢業(yè)論文 4Al-5Ti-0.25C-2RE對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響其位，2忝其位，2忝圖4.5固溶處理態(tài)AM60B+1.0%Al-5Ti-0.25C-2RE合金的顯微組織FigMicrostructureofAMAlTiREalloysaf4Al-5Ti-0.25C-2RE對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金中含有的TiAl;相為長(zhǎng)條狀。而文獻(xiàn)表明，長(zhǎng)條狀4.2.2Al?C?和TiC異質(zhì)核心作用圖4.6AM60B+0.8%Al-5Ti-0.25C-2RE合金的SEM圖及EDS能譜分析FigSEMmicrographofAMAlTi4Al-5Ti-0.25C-2RE對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響FigSEMmicrographofAMAl圖4.7為AM60B+AlTiRESEMEDS白色顆粒含有C、Mg、Al、Ti等元素，根據(jù)文獻(xiàn)2,從而推斷此白色顆?？赡芊植记闆r，我們對(duì)添加0.8%Al-5Ti-0.25C-2REAlTiRE (a)SEMMicrographMgAlCeTi圖4.8為AM60B+0.8%Al-5Ti-0.25C-2RE合金的SEM形貌及各個(gè)元素的能譜分析。由圖4.8(a)添加0.8%的Al-5Ti-0.25C-2RE時(shí)，AM60B合金中共晶析出β相多呈顆粒狀分布于基體中。圖4.8(b)為各個(gè)元素的能譜分析，可以看出在AM60B合金中含有不等量的Mg、Al、Ti、C、Ce等元素。圖4.9為合金各個(gè)元素的面掃分析結(jié)果。由圖4.9(c)可以看出合金中Al元素除了少量固溶于基體中外主要分布在沿晶界分布的顆粒狀β-Mg17Ali?相中；C元素較多固溶于基體中，但也有少量的C富集成團(tuán)分布于在晶界或晶內(nèi)，如圖4.9(d)所示，面掃結(jié)果與圖4.7中富含C相的分析結(jié)果一致；Ce和Ti元素則主要是沿β-Mgi7Al?相邊界分布，這也是β-Mgi7Al2相形貌改變的主要原因，而Ti則有部分分布于晶內(nèi)，如圖4.9(e)和(f)所示。布的能譜分析。由圖4.10(a)可以看出，當(dāng)添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.0%的優(yōu)秀畢業(yè)論文60μm60μm圖4.11AM60B+1.0%A1-5Ti-0.25C-2RE合金中各個(gè)元素面掃分析FigTheXraymappingofeachelemen(a)SEMMicrograph;MgAlCeTi圖4.11為AM60B+1.0%Al-5Ti-0.25C-2RE合金各個(gè)元素的面掃分析結(jié)果。由圖4.11(c)可以看出合金中Al元素少量固溶于基體中，其余主要分布于沿晶界綜合兩種合金的面掃分析結(jié)果可以看出，合金中存在有較多的C源，從而對(duì)Al?C?的形成提供條件；而Ce和Ti原子均是在凝固界面前沿富集。Ce作為表面活性元素，且在Mg中的溶解度相對(duì)較小，在合金的凝固過(guò)程從圖4.9和圖4.11兩種合金的面掃分析結(jié)果中得到證實(shí)。Ce在凝固界面前沿富而且能夠激活固/液界面前沿潛在的Al?C?和TiC形核，以提高兩種形核粒子的形核率，致使合金熔體中有效的形核粒子數(shù)量相對(duì)增加，細(xì)化合金品粒吸附于a-Mg晶粒上的Ce會(huì)阻止晶粒的長(zhǎng)大，從而細(xì)化晶粒。Ce對(duì)晶粒生長(zhǎng)的GRF值越大，說(shuō)明該溶質(zhì)原子抑制晶粒長(zhǎng)大能力越強(qiáng)，即晶粒細(xì)化效果越顯著。表4.2鎂合金中部分常見元素的限制晶粒長(zhǎng)大參數(shù)m(k-I)的值元素mkm(k-1)結(jié)晶類型共晶共晶過(guò)程中提供大量的異質(zhì)形核核心；另一方面由于稀土元素Ce的存在使合金枝晶生長(zhǎng)前沿的過(guò)冷度增加，并且由于溶質(zhì)Ce不斷富集，阻礙了晶體生長(zhǎng)，從而細(xì)表4.3為Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金對(duì)AM60B鎂合金常溫力學(xué)性能的影響。強(qiáng)度和顯微硬度均有所提高，當(dāng)Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金加入量為0.8%時(shí)，其抗拉強(qiáng)度和顯微硬度分別為175Mpa和56.8,比不加Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金時(shí)分別提高了18.2%%和17.6%。而Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金加入量增加到1.0%的時(shí)候，由于對(duì)AM60B鎂合金的細(xì)化變質(zhì)效果減弱，而產(chǎn)生抗拉強(qiáng)度和顯4AJ-5Ti-0.25C-2RE對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響表4.3不同Al-5Ti-0.25C-2RE加入量對(duì)AM60B力學(xué)性能的影響Fig.4.MechanicalpropertiesofAMBalloywithdifferentamountsofAlTiRE中間合金添加量/%0顯微硬度/Hv1.0%中間合金和未添加中間合金的極化曲線。由圖可以看出，添加不同量的為-1.5427,依次添加0.5%,0.8%,1.0%的中間合金后其腐蝕電位分別提高到 4AJ-5Ti-0.25C-2RE對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響(c)添加1.0%Al-5Ti-0.25C-8Sr;(d)AM60B;表4.3為圖4.12中極化曲線的Tafel擬合結(jié)果，由表4.3中可以看出，在中間合金添加量為0.5%時(shí)，其腐蝕電流密度為8.381×10°/A*cm-2,而腐蝕電流越小，耐蝕性就越好。因此，本次試驗(yàn)中添加0.5%的Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金時(shí)，AM60B具有較為優(yōu)良的耐腐蝕性。合金試樣Eom(腐蝕電位Ieom(腐蝕電流密度AM60B+0.5%Al-5Ti-0.25C-2REAM60B+0.8%Al-5Ti-0.25C-2REAM60B+1.0%Al-5Ti-0.25C-2RE 4.5冷卻速度對(duì)0.8%Al-5Ti-0.25C-2RE細(xì)化效果的影響圖4.13為添加AM60B+0.8%Al-5Ti-0.25C-2RE合金階梯金屬型凝固組織。所用階梯金屬型如圖2.2所示。通過(guò)澆注不同厚度的鑄件來(lái)實(shí)現(xiàn)冷卻速度的變化，金相試樣分別在5mm,10mm,20mm,40mm厚度處取得。隨著金屬模具壁厚的減小，冷卻速度逐漸增加。圖4.13為AM60B經(jīng)0.8%的Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金細(xì)化變質(zhì)處理后在不同冷卻速度下的鑄態(tài)顯微組織。圖中白色相為a-Mg相，黑色相為在晶界處析出的離異共晶β相。試樣厚度逐漸增加時(shí)，冷卻速度逐漸減小，合金凝固時(shí)間 出,故 出,故顆著示分枝的生長(zhǎng)有一定的擇優(yōu)取向，對(duì)于密排六方晶體的a-Mg,優(yōu)先生長(zhǎng)方向?yàn)殚g距也較小。利用截線法對(duì)二次樹枝晶進(jìn)行測(cè)量后結(jié)果顯示，在40mm,20mm,Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金加AMAL?C?和TiC粒子，在合金凝固階段，這些粒子充當(dāng)了a-Mg的異質(zhì)形核核心，的數(shù)量增加、分枝加劇。因此，當(dāng)冷卻速度增大時(shí)，合金熔體的初生α相數(shù)量4.5.2冷卻速度對(duì)β相的影響圖4.14為添加0.8%Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金時(shí)AM60B合金在不同冷卻由圖4.14可以看出，經(jīng)過(guò)0.8%Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金細(xì)化變質(zhì)后，AM60B鎂合金晶界處β相隨著冷卻速度的增加，β相的形貌變化不大，四種冷相對(duì)細(xì)小，顆粒狀β相也較多；隨著冷卻速度的減小，顆粒狀β相稍有減少，骨骼狀β相增多，并且β相變粗變大。圖4.14(d)顯示了40mm厚試樣中β相形 4AJ-5Tj-0.25C-2RE對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響前已述及，冷卻速度對(duì)β相造成的影響與中間合金對(duì)其的變質(zhì)作用有相互Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金對(duì)AM60B仍保留有一定的變質(zhì)作用，如圖4.14(a)與(b)仍保留一定量的顆粒狀β相。但是，與0.1%Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金對(duì)冷卻速度影響的結(jié)果相比，就能看出0.8%的Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金對(duì)β相的變質(zhì)能力比較弱。4Al-5Ti-0.25C-2RE對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響比4.6.1兩種中間合金對(duì)a-Mg樹枝晶細(xì)化效果的對(duì)比圖4.15添加Al-5T1-0.25SrREAMFigAscastmicrostructureofAMBbeforeandaftertheadditiono4.6.2兩種中間合金對(duì)β相變質(zhì)效果的對(duì)比 4AL-5Tj-0.25C-2RE對(duì)AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響4.6.3兩種中間合金對(duì)AM60B合金晶粒細(xì)化效果對(duì)比 度由原146Mpa提高到177Mpa,較原基礎(chǔ)合金提高了21%,顯微硬度由原分分入量為0.1%時(shí)，AM60B合金抗拉強(qiáng)度和顯微硬度分別提高到181Mpa和合金分別提高了21%%和17.6%。參考文獻(xiàn)[1]余琨，黎文獻(xiàn)，李松瑞.變形鎂合金材料的研究進(jìn)展[J].輕金屬加工技術(shù)，2001,29(7):[4]劉正，張奎，曾小勤.鎂基輕質(zhì)合金理論基礎(chǔ)及應(yīng)用[M].北京：機(jī)械工業(yè)出版社，2002[5]曾榮呂，柯偉，徐永波.Mg合金的最新發(fā)展及應(yīng)用前景[J].金屬學(xué)報(bào)，2001,7(37):[7]張津，章宗合等編著，鎂合金及應(yīng)用[M].化學(xué)工業(yè)出版社，2004[8]崔鳳歧.鋁合金汽車—21世紀(jì)汽車工業(yè)的驕子[J].輕金屬，1995(7):51~56[11]陳振華，嚴(yán)紅革等.鎂合金[M],北京：化學(xué)工業(yè)出版社，2004.5[12]閻蘊(yùn)琪.環(huán)保交通工具用鎂合金[J]..開發(fā)與應(yīng)用，2004,24(4):40[13]“十五”國(guó)家鎂合金開發(fā)應(yīng)用及產(chǎn)業(yè)化科技攻關(guān)重大項(xiàng)目管理辦公室[J].鎂合金應(yīng)用開發(fā)與產(chǎn)業(yè)化[17]周濤。2005年鎂市場(chǎng)評(píng)述及2006年展望[J].中國(guó)金屬通報(bào)，2006,9(7):8~12[18]鐘皓，劉培英，周鐵濤，鎂及鎂合金在航空航天中的應(yīng)用及前景[J].航空工程與維修，[19]李元東.AZ9ID鎂合金的觸變成形工藝與熱處理研究[D].[蘭州理工大學(xué)博士學(xué)位論文].蘭州：蘭州理工大學(xué)，2005[20]黃少東.用鎂合金促進(jìn)兵器裝備輕量化[J].金屬成形工藝，2002,20(5):8~11[21]吉澤升，辛明德，梁維中等.壓鑄鎂合金的研究現(xiàn)狀及應(yīng)用前景[J].新材料產(chǎn)業(yè)，2003,[24]辛明德，吉澤升，粱維中等.加入Ce和Ca對(duì)AZ9ID鎂合金起國(guó)有色金屬學(xué)報(bào)，2003,13(3):731~734國(guó)有色金屬學(xué)報(bào)，1999,9(4):779~784大學(xué)碩士學(xué)位論文].鄭州：鄭州大學(xué)，2004學(xué)報(bào)，1999,(1):55~60[28]趙云胡，王渠東，丁文江等.Be對(duì)鑄造Mg合金組織和力學(xué)性能的影響[J及有色合金，2000,3:10~12[29]齊新華，王利國(guó)等.Ca、Si復(fù)合加入對(duì)AM60鎂合金組織和性能的影響[J].輕合金加工技術(shù)，2004,32(8):48~51[30]袁廣銀，劉滿平，王渠東等.Mg-A-Zn-Si合金的顯微組織細(xì)化[J].金屬學(xué)報(bào)，2002,[32]王祝堂，田榮璋.鋁合金及其加工手冊(cè)，第二版。長(zhǎng)沙：中南大學(xué)出版社，20[33]黃守漢.塑性變形與軋制原理，