【摘要】： Mg-20Al-0.8Zn鎂合金是在研究AZ91D鎂合金半固態(tài)等溫?zé)崽幚硌葑儥C(jī)理的基礎(chǔ)上開發(fā)出來的。前期研究顯示,Mg-20Al-0.8Zn鎂合金表現(xiàn)出較好的半固態(tài)特性。為了進(jìn)一步提高該合金半固態(tài)的流變性,本課題采取細(xì)化半固態(tài)非枝晶組織的方法,選取了Sb作為變質(zhì)劑,優(yōu)化了Sb變質(zhì)Mg-20Al-0.8Zn鎂合金的工藝參數(shù),并分析了Sb在半固態(tài)等溫?zé)崽幚磉^程中對Mg-20Al-0.8Zn鎂合金半固態(tài)漿料組織的影響。 實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明,Sb含量為0.75%,變質(zhì)溫度為780℃,澆注溫度為700℃時(shí),Sb對Mg-20Al-0.8Zn鎂合金變質(zhì)細(xì)化效果最為明顯,初生晶尺寸85μm。這主要是因?yàn)镾b加入熔體后生成Mg_3Sb_2相,該相不僅作為晶核,為合金提供了異質(zhì)形核核心,增加了合金的形核率,而且在晶粒長大的過程中,聚集在固/液界面前沿,成為晶粒長大的阻力,進(jìn)一步細(xì)化了晶粒。 對比研究了Mg-20Al-0.8Zn鎂合金變質(zhì)前后的半固態(tài)等溫?zé)崽幚淼慕M織。在485℃進(jìn)行半固態(tài)等溫?zé)崽幚頃r(shí),合金開始獲得球狀組織的時(shí)間由變質(zhì)前的120min降為30min,半固態(tài)漿料中球狀組織大小由變質(zhì)前103μm降為59μm,球狀組織持續(xù)時(shí)間增加到75min。這主要是因?yàn)榘牍虘B(tài)漿料中的Mg_3Sb_2相聚集在固/液界面前沿,抑制了球狀組織的生長。為了適應(yīng)壓鑄成形,對壓鑄坯料進(jìn)行了等溫?zé)崽幚硇６?采用兩步式加熱法,即先在535℃保溫30min,然后降溫至485℃保溫100min,結(jié)果表明可以獲得相同效果的半固態(tài)漿料組織。 對經(jīng)0.75%Sb變質(zhì)后Mg-20Al-0.8Zn鎂合金進(jìn)行了液態(tài)與半固態(tài)壓鑄成形實(shí)驗(yàn),并結(jié)合實(shí)驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行了對比分析。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明,液態(tài)壓鑄抗拉強(qiáng)度為198MPa,硬度114HBS;半固態(tài)壓鑄抗拉強(qiáng)度為176MPa,硬度124HBS。斷口掃描后顯示兩者均為脆性斷裂。
【圖文】：

圖3.1Mg一ZoAI一O.SZn鎂合金鑄態(tài)組織對樹枝晶表面進(jìn)行電子探針分析，位置為圖3.lb，A處，見圖3.2，Mg為92%，Al為8%，AI含量低于Al在a一Mg的固溶極限(12.7%)，這是因?yàn)椴捎媒饘勹T型澆注，冷卻速度較快，，p一Mgl7All:沒有充分的時(shí)間固溶到a一Mg初生晶中。對樹枝晶周圍的黑色部分進(jìn)行電子探針分析，位置為圖3.lb，B處，見圖3.3，Mg為68%，Al為32%。其Al含量略低于理論共晶組織(a一Mg+p一Mgl7AllZ)中的Al含量(33.5%)。其形成機(jī)制可以理解為液相在凝固過程中先析出a一Mg相，a一Mg相的Al含量很低，溶質(zhì)再分配會使液相排出大量的Al原子，在非平衡凝固條件下，富集于a樹枝晶周圍的液相中，為p相的析出創(chuàng)造了濃度條件，故而在a枝晶周圍形成了白亮色的p相暈圈(見3.lb，B處)。溶質(zhì)中過多的Al原子以暈圈p相為基底逐步長大，形成一定濃度梯度，同時(shí)陰.礙了Mg的進(jìn)一步析出，因此共晶組織中Al含量略低理論值。因此Mg一20AI一0.szn鎂合金原始鑄態(tài)由初生晶a一Mg及其周圍的共晶組織構(gòu)成，過量的p一Mgl7All:相依附于初生晶形成暈圈。

M9八!R八PR八P9。89008.33987339.863171.392.3144358.003717.570。096392。0327.968100。00092.7667.294Mg八lKaKa丁O丁八L圖3.2Mg一ZoAI一o.szn鎂合金樹枝晶電子探針分析圖
【學(xué)位授予單位】：蘭州理工大學(xué)
【學(xué)位級別】：碩士
【學(xué)位授予年份】：2009
【分類號】：TG146.2

【參考文獻(xiàn)】

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本文編號：2663133