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1、Mg-Al系合金在凝固過(guò)程中由于成分偏析的產(chǎn)生,導(dǎo)致了β-Mg17Al12相沿晶析出,當(dāng)鋁含量超過(guò)9%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時(shí)合金強(qiáng)度和延展性均有下降。前期研究表明,AZ91D鎂合金經(jīng)均勻化退火處理后,其強(qiáng)度和塑性都有不同程度的提高,為此,本文試圖提高M(jìn)g-Al合金中鋁含量,分別至10%、11%、12%,探討凝固過(guò)程和均勻化退火工藝參數(shù)對(duì)合金組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律。
本文采用石墨鑄型和金屬鑄型兩種鑄造方法制得鋁含量分別為9%、10%、
2、11%、12%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的Mg-Al合金,然后對(duì)其進(jìn)行均勻化退火。利用OM、SEM、EDS等觀察合金的組織及相組成,并對(duì)合金的布氏硬度及金屬拉伸進(jìn)行測(cè)試,對(duì)合金的凝固過(guò)程和脫溶析出過(guò)程進(jìn)行分析,探討不同的冷卻方式對(duì)合金組織和力學(xué)性能的影響。試驗(yàn)結(jié)果及分析表明:
1)鑄態(tài)四種不同鋁含量的Mg-Al-Zn合金均主要由α-Mg基體和晶界處粗大網(wǎng)狀分布的離異共晶β相組成。隨著鋁含量的增加,晶界上β-Mg17Al12相數(shù)量明顯增多,晶
3、粒尺寸變小。采用金屬型鑄造的合金組織較石墨型的明顯細(xì)小。鋁含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)%)分別為10%、11%、12%的Mg-Al合金屈服強(qiáng)度分別為122.4 MPa、123 MPa、132 MPa比鋁含量為9%時(shí)合金的屈服強(qiáng)度114.6 MPa分別增加了6.8%,7.3%,15.2%,抗拉強(qiáng)度也提高了分別為33.5%,19.2%,21.5%,提高幅度較屈服強(qiáng)度大,合金的延伸率先增后減。
2)石墨型Mg-10Al-1Zn、Mg-11Al-1
4、Zn、Mg-12Al-1Zn鎂合金經(jīng)過(guò)均勻化處理后,粗大網(wǎng)狀的β相溶解,連續(xù)冷卻過(guò)程中β-Mg17Al12相以層片狀脫溶析出。隨著冷卻速度的降低,β相析出量增多,層片間距變大。Mg-10Al-1Zn合金、Mg-11Al-1Zn合金、Mg-12Al-1Zn合金分別在0.70K/min,1.10 K/min,1.21K/min冷速時(shí)達(dá)到完全析出,此時(shí)硬度最高分別為81.2HB、76.8HB、87.7HB。
3)經(jīng)均勻化后采用等溫冷
5、卻,β-Mg17Al12相同樣以層片狀組織析出。等溫溫度一定時(shí),β-Mg17Al12相析出量隨著時(shí)間地延長(zhǎng)而增加。Mg-10Al-1Zn合金、Mg-11Al-1Zn合金、Mg-12Al-1Zn合金在200℃等溫冷卻6h時(shí)晶粒內(nèi)部均未達(dá)完全析出;在250℃達(dá)完全析出的時(shí)間為6h;300℃達(dá)完全析出時(shí)間分別在4h,2h,2h。β-Mg17Al12相平均層片間距隨等溫溫度升高而增大,層片組織達(dá)完全析出時(shí)間下降。在250℃等溫4h時(shí)Mg-10A
6、l-1Zn鎂合金δb達(dá)最高218MPa,延伸率為4.4%,等溫6h時(shí)δ0.2達(dá)最高143.7 MPa,與鑄態(tài)相比分別提高了26.3%和22%,23.3%。在250℃等溫4h時(shí)Mg-11Al-1Zn合金δ0.2和δb達(dá)最高,分別為162MPa,210MPa,延伸率為1.4%,與鑄態(tài)相比分別提高了31.7%、36.4%和27.3%。在250℃等溫6h時(shí)Mg-12Al-1Zn合金δ0.2達(dá)最高164 MPa和8h時(shí)δb達(dá)到最高為178MPa,
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