AlTiCSrRE對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系合金較低的強度和塑性變形能力卻限制了其在汽車工業(yè)上的廣泛應用。譬如對于汽車減重具有尤其重要意義和效果的汽車輪此，提高AM60強度就成為拓展其在汽車工業(yè)上應用范圍的一個重要方向。本文以AM60B鎂合金為研究對象，分別添加不同量的Al-5Ti-0.25C-8Sr和試驗機等多種分析測試手段，研究了添加不同量Al-5Ti-SrAl-5Ti-0.25C-2RE中間合金對AM60B鎂合金顯微組織及性能的影響，兩種中間合金對AM60B鎂合金的細化變質(zhì)機理。通過實驗與分析，得出如下結金后，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Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金添加量為0.1%時，晶粒細化效果最網(wǎng)狀轉變?yōu)榧毿〉念w粒狀，均勻彌散的沿晶界分布。當Al-5Ti-0.25C-2RE中間而當兩種中間合金添加量超過一定量時，其細化變質(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時對AM60B鎂合金細化變質(zhì)的效果。結果表明，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小的合金組織。當冷卻速度增大時AlTiSr0.1%Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金對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系鎂合金晶粒細化方法 8 9 1.5課題提出 1.6.2技術路線 2.2實驗設備 優(yōu)秀畢業(yè)論文目錄 2.4試樣制備及分析方法 2.5力學性能測試 2.6極化曲線 3.1Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金對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中間合金對鑄態(tài)AM60B晶粒尺寸的影響 3.4Al-5T-0.25C-8Sr中間合金對AM60B鎂合金細化機理探討 3.4.1AL?C;與TiC異質(zhì)核心作用 3.5Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金對鑄態(tài)AM60B力學性能的影響 3.6Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金對鑄態(tài)AM60B耐腐蝕 3.7.1冷卻速度對a-Mg樹枝晶及二次枝晶間距的影響 3.8本章小結 4.1Al-5Ti-0.25C-2RE對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細化機理分析 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對鑄態(tài)AM6 4.4Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金對鑄態(tài)AM60B耐腐蝕性的影響 4.5冷卻速度對0.8%Al-5Ti-0.25C-2RE細化效果的影響 4.5.1冷卻速度對a-Mg樹枝晶的影響 4.6.1兩種中間合金對a-Mg樹枝晶細化效果的對比 4.6.3兩種中間合金對AM60B合金晶粒細化效果對比 4.7本章小結 個人簡歷及在學期間發(fā)表的學術論文與研究成果 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度、比剛度、減震性、易切削加工性等優(yōu)點，且(1)高比強度和比剛度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%。相應的，同時可以減少尾氣排放量。目前為止，汽車上有60多個零部件是采用鎂合金制造的-1。綜合看來，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、電磁屏蔽能力強等。目前鎂合金已廣泛用于移動電話等電子產(chǎn)品上(3)航空航天領域3列Mg-Al-RE。4合金的塑性最好，當Al含量為6%時，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鎂合金應用中存在的問題51.3鎂合金晶粒細化的意義對于金屬及其合金來說，它們的鑄態(tài)組織是具有因子，所以對于K值約為鋁的4倍的鎂來說，晶粒細化對鎂及其合金的強度及6熔，的熔，的1.4Mg-Al系鎂合金晶粒細化方法(1)過熱法(2)碳質(zhì)孕育法7(3)氯化鐵法氯化鐵法是將無水氯化鐵(FeCl;)加入到750℃左右的鎂合金熔體中對其1.4.2添加溶質(zhì)元素(1)堿土元素8合金的力學性能。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研究內(nèi)容及技術路線1.6.1研究內(nèi)容(1)在AM60B鎂合金的基礎上，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AM60B合金中a相和β相的細化及變質(zhì)機理。度下對AM60B顯微組織的影響。1.6.2技術路線顯微硬度測試拉伸性能檢測耐腐蝕性檢測oM組織分析固溶處理SEM分析XRD分析Eas分析圖1.1研究技術路線2實驗設備及合金制備實驗所用基礎熔煉合金為商用AM60B鎂合金，添加晶粒細化劑為本實驗室的成分如表2.1所示。表2.1AM60B合金的成分(wt%)成分2.2實驗設備壽(1)熔煉設備：SG2-7.5-12坩堝電阻爐，額定功率7.5KW,額定溫(2)加熱設備：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實驗設備及合金制備(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金相顯微鏡采集設備，對鑄態(tài)、T4熱處理態(tài)實驗合金試樣進行金相采集和觀察。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，實驗采用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。實驗設備為日本電上進行。的合金元素成分及其相對含量。試驗所用能譜儀為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拉伸性能測試常溫拉伸實驗在InstronModel5585材料實驗機上進行，拉伸試樣參照《金屬材料室溫拉伸實驗方法》進行加工，如圖2.3所示，拉伸速率為1mm·min'。試驗對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合金進行拉伸性能測試。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AM60B鑄態(tài)顯微組織的影響晶粒細化與變質(zhì)。以觀察不同添加量的Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金對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AM60B鑄態(tài)顯微組織的影響鑄態(tài)顯微組織。左側為低倍OM顯微組織，右側為高倍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，觀察右側高倍圖片還可發(fā) 3Al-5Ti-0.25C-8Sr對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，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。通過圖3.4和圖3.5的分析對比后，不難看出Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金的加入量為0.1%時，對AM60B鎂合金顯微組織的細化變質(zhì)效果最好，不僅初生a-Mg細小，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AM60B鎂合金細化機理探討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能譜分析結果。結果顯示此粒子含有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，基本可分擴散開的C原子于Al原子發(fā)生反應形成Al?C?粒子150,而部分未擴散開的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構。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)晶面的二維點陣錯配度，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)上的二維點陣錯配度為3.79%,且(1010)Mg//(1010)Auc;具有最小的二維點陣錯配度，其值為3.35%,這兩組晶格錯配度都小于6%,從而在理論上進一步證明了Al?C?顆粒為a-Mg相有效的異質(zhì)晶核4。因此，高熔點、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，有效地細化了合金組織。 3AL-5Ti-0.25C-8Sr對AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響圖3.11為TiC的晶體結構示意圖和其與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)點晶格結構晶格參數(shù)/nm點陣失配度(%)表3.3為TiC的晶體結構和晶格常數(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配度。根據(jù)Bramfitt公式計算出TiC(111)面與Mg(0001)面的錯配度為：TiC屬高熔點、高穩(wěn)定性粒子，由上述計算可知其與a-Mg的錯配度僅為4.6%,所以TiC在合金凝固過程中也可以充當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，可能因為通過中間合金引入鎂合金熔體的TiC量較少，不易檢測出來。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)的合金凝固過程中充當有效的異質(zhì)形核核心。因此，作者認為Al?C?粒子在本次試驗中對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，結合AM60B+Al-5Ti-0.25C-8Sr合金的XRD衍射圖譜，如圖3.6所示，作者認為，此處所打出來的Ti此時是以單質(zhì)的形式固溶于Al-Mn相中。合金中的分布及作用，我們對AM60B+0.5%Al-5Ti-0.25C-8Sr合金進行了EDS分析和各個元素分布的面掃分析，面掃結果如圖3.13和圖3.14所示。 3AJ-5Ti-0.25C-8Sr對AM60B鑄態(tài)顯微紹織及性能的影響其合金中所掃面各個元素的EDS能譜分析。由EDS能譜分析結果可以看出，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合金中各個元素面掃分析FigTheXraymappingofeachelementi 3AJ-5Ti-0.25C-8Sr對AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響由文獻知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合金同一個相不同部位的SEM圖和含量為3.20%而D點Sr的含量為0.18%,這就說明Mg-Al相外側的Sr含量高3Al-5Ti-0.25C-8Sr對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，生長限制因子值越大，說明該溶質(zhì)原子抑制晶粒長大的能力越強，即品粒細化的效果越好。部分不同溶質(zhì)原子的生長限制參數(shù)如表3.4所示。從而減慢了溶質(zhì)原子的擴散速度，抑制了晶粒長大的能力。由表3.4列出了幾種元素mkm(k-1)結晶類型共晶共晶Y共晶因此，Sr可對鎂合金晶粒細化的原因之一可以在鎂合金中加入少量的Sr元素，在生長的固/液界面前沿的擴散層內(nèi)產(chǎn)生成分過 3Al-5Ti-0.25C-8Sr對AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響時，其抗拉強度達到最大值181MPa,顯微硬度達到57.9,分別比不加3Al-5Ti-0.25C-8Sr對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AM60B力學性能的影響釋放出來的高熔點、高穩(wěn)定性的形核核心Al?C?和TiC,和在熔體保溫過程中重新生成出來的Al?C?彌撤和均勻的分布于AM60B中，對基體合金起到釘扎位錯有效的細化，細晶組織也會以晶界強化的方式來提高合金的力學性能。另外，連續(xù)或半連續(xù)的網(wǎng)狀轉變?yōu)轭w粒狀，也可以減少對基體的割裂作用，提高材料團聚現(xiàn)象，并且長條狀TiAl?相增多，從而減弱對合金的細化作用，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，這說明經(jīng)Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金細化后AM60B鎂合金的耐腐蝕性得到了提高。利用Tafel直線外推法1641對圖3.19中所得曲線進行擬合，結果見表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0.1%Al-5Ti-0.25C-8Sr細化效果的影響由于目前鎂合金的工業(yè)應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，以促使合金組織細化。但是就壓鑄而言，通過改變冷卻速中間合金在不同冷卻速度下對AM60B鎂合金表現(xiàn)出來的細化變質(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。通過澆注不同厚度的鑄件來實現(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合金凝固時間圖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a-Mg晶粒細化的原因主要是形核機制在起作用。由于心，因此當冷卻速度增大時，液態(tài)鎂合金的結晶過冷度增大，在有限的區(qū)域內(nèi)研究發(fā)現(xiàn)，二次枝晶臂間距對力學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,冷速最大時二次枝晶臂比冷速最小時減小了約43%?？梢?，在加入Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金后Mg 3Al-5Ti-0.25C-8Sr對AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響3.7.2冷卻速度對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)過續(xù)網(wǎng)狀β相轉變?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使合金偏析加劇，從而促使β相數(shù)量呈增加的趨勢，兩種因素的作用是相反的，因此在針對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，冷卻速主要以細小顆粒狀分布于基體中。因此，從實驗結果來看，經(jīng)0.1%的仍能顯現(xiàn)出良好的變質(zhì)效果，即對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元素進入固溶體中，導致了固-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顯著細化，二次樹變質(zhì)作用，呈細小顆粒狀彌散分布于基體中。所以，可以預見在合金冷卻速度 3AJ-5Tj-0.25C-8Sr對AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響度由原146Mpa提高到181Mpa,較原基礎合金提高了22.2%,顯微硬度由原 4AJ-5Ti-0.25C-2RE對AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響添加質(zhì)量分數(shù)為0.5%,0.8%,1.0%的Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金對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中間合金晶粒細化前后AM60B鎂合金的鑄態(tài)顯微組織，左側為低倍OM顯微組織，右側為高倍OM顯微組織。 4Al-5Ti-0.25C-2RE對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AM60B顯微組織的影響 4.1.3Al-5Ti-0.25C-8Sr中間合金對鑄態(tài)AM60B的晶粒細化合金固溶態(tài)晶粒尺寸的影響，利用截線法統(tǒng)計平均晶粒大小。表4.1列出了4Al-5Ti-0.25C-2RE對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)量分數(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)量分數(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)量分數(shù)為0.8%的Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金時的合金品粒組織，由圖可見合金平均晶粒尺寸約為83μm,;當添加是我們發(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中間合金晶粒細化劑前后AM60B鎂合金的 4Al-5Ti-0.25C-2RE對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;相為長條狀。而文獻表明，長條狀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2,從而推斷此白色顆?？赡芊植记闆r，我們對添加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形貌及各個元素的能譜分析。由圖4.8(a)添加0.8%的Al-5Ti-0.25C-2RE時，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為合金各個元素的面掃分析結果。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富集成團分布于在晶界或晶內(nèi)，如圖4.9(d)所示，面掃結果與圖4.7中富含C相的分析結果一致；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，當添加質(zhì)量分數(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合金各個元素的面掃分析結果。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果可以看出，合金中存在有較多的C源，從而對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中的溶解度相對較小，在合金的凝固過程從圖4.9和圖4.11兩種合金的面掃分析結果中得到證實。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)量相對增加，細化合金品粒吸附于a-Mg晶粒上的Ce會阻止晶粒的長大，從而細化晶粒。Ce對晶粒生長的GRF值越大，說明該溶質(zhì)原子抑制晶粒長大能力越強，即晶粒細化效果越顯著。表4.2鎂合金中部分常見元素的限制晶粒長大參數(shù)m(k-I)的值元素mkm(k-1)結晶類型共晶共晶過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前沿的過冷度增加，并且由于溶質(zhì)Ce不斷富集，阻礙了晶體生長，從而細表4.3為Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金對AM60B鎂合金常溫力學性能的影響。強度和顯微硬度均有所提高，當Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金加入量為0.8%時，其抗拉強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%的時候，由于對AM60B鎂合金的細化變質(zhì)效果減弱，而產(chǎn)生抗拉強度和顯4AJ-5Ti-0.25C-2RE對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AM60B力學性能的影響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擬合結果，由表4.3中可以看出，在中間合金添加量為0.5%時，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，本次試驗中添加0.5%的Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金時，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0.8%Al-5Ti-0.25C-2RE細化效果的影響圖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。通過澆注不同厚度的鑄件來實現(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，冷卻速度逐漸減小，合金凝固時間 出,故 出,故顆著示分枝的生長有一定的擇優(yōu)取向，對于密排六方晶體的a-Mg,優(yōu)先生長方向為間距也較小。利用截線法對二次樹枝晶進行測量后結果顯示，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，這些粒子充當了a-Mg的異質(zhì)形核核心，的數(shù)量增加、分枝加劇。因此，當冷卻速度增大時，合金熔體的初生α相數(shù)量4.5.2冷卻速度對β相的影響圖4.14為添加0.8%Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金時AM60B合金在不同冷卻由圖4.14可以看出，經(jīng)過0.8%Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金細化變質(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，四種冷相對細小，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AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響前已述及，冷卻速度對β相造成的影響與中間合金對其的變質(zhì)作用有相互Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金對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中間合金對冷卻速度影響的結果相比，就能看出0.8%的Al-5Ti-0.25C-2RE中間合金對β相的變質(zhì)能力比較弱。4Al-5Ti-0.25C-2RE對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a-Mg樹枝晶細化效果的對比圖4.15添加Al-5T1-0.25SrREAMFigAscastmicrostructureofAMBbeforeandaftertheadditiono4.6.2兩種中間合金對β相變質(zhì)效果的對比 4AL-5Tj-0.25C-2RE對AM60B鑄態(tài)顯微組織及性能的影響4.6.3兩種中間合金對AM60B合金晶粒細化效果對比 度由原146Mpa提高到177Mpa,較原基礎合金提高了21%,顯微硬度由原分分入量為0.1%時，AM60B合金抗拉強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[1]余琨，黎文獻，李松瑞.變形鎂合金材料的研究進展[J].輕金屬加工技術，2001,29(7):[4]劉正，張奎，曾小勤.鎂基輕質(zhì)合金理論基礎及應用[M].北京：機械工業(yè)出版社，2002[5]曾榮呂，柯偉，徐永波.Mg合金的最新發(fā)展及應用前景[J].金屬學報，2001,7(37):[7]張津，章宗合等編著，鎂合金及應用[M].化學工業(yè)出版社，2004[8]崔鳳歧.鋁合金汽車—21世紀汽車工業(yè)的驕子[J].輕金屬，1995(7):51~56[11]陳振華，嚴紅革等.鎂合金[M],北京：化學工業(yè)出版社，2004.5[12]閻蘊琪.環(huán)保交通工具用鎂合金[J]..開發(fā)與應用，2004,24(4):40[13]“十五”國家鎂合金開發(fā)應用及產(chǎn)業(yè)化科技攻關重大項目管理辦公室[J].鎂合金應用開發(fā)與產(chǎn)業(yè)化[17]周濤。2005年鎂市場評述及2006年展望[J].中國金屬通報，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].[蘭州理工大學博士學位論文].蘭州：蘭州理工大學，2005[20]黃少東.用鎂合金促進兵器裝備輕量化[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AZ9ID鎂合金起國有色金屬學報，2003,13(3):731~734國有色金屬學報，1999,9(4):779~784大學碩士學位論文].鄭州：鄭州大學，2004學報，1999,(1):55~60[28]趙云胡，王渠東，丁文江等.Be對鑄造Mg合金組織和力學性能的影響[J及有色合金，2000,3:10~12[29]齊新華，王利國等.Ca、Si復合加入對AM60鎂合金組織和性能的影響[J].輕合金加工技術，2004,32(8):48~51[30]袁廣銀，劉滿平，王渠東等.Mg-A-Zn-Si合金的顯微組織細化[J].金屬學報，2002,[32]王祝堂，田榮璋.鋁合金及其加工手冊，第二版。長沙：中南大學出版社，20[33]黃守漢.塑性變形與軋制原理，