陈东风[1]2011年在《消失模铸造镁合金表面合金化/陶瓷化研究》文中提出随着工业的快速发展,轻量化越来越被人们所重视,作为最轻的结构材料之一,镁合金在汽车、机械、航空航天、军事领域都具有广泛的应用前景。镁合金铸件耐蚀性较差,恶劣环境下的零部件易发生腐蚀失效成为制约其更广泛应用的关键因素。目前常用的防腐措施都存在不同程度的局限性,特别是对复杂外形的镁合金铸件。因此,研究新的表面防腐技术成为扩大镁合金铸件应用范围的重要课题。本文采用消失模铸造工艺,在泡沫模样表面涂刷一层或两层特种涂料,在成形过程中,使镁合金铸件表面生成具有较高强度和致密性的合金化/陶瓷化层,以提高合金铸件的耐蚀性。建立合金化/陶瓷化动力学模型,进一步揭示镁合金表面合金化的动力学和冶金学机制,本文在合金化/陶瓷层的形成规律、工艺技术路线、防腐效果等多方面进行了深入研究,完成的主要工作如下：首先,系统地研究了镁合金消失模铸造表面合金化工艺,选择金属铝粉作为合金化元素配制合金化涂料,在铸件表面得到了平均厚度为300-500μm的合金层。重点研究了合金化铝粉颗粒粒度、粘结剂种类、真空度、浇注温度等因素对合金层组织的影响。研究结果表明：浇注温度、真空度只有在超过临界值时才能克服表面张力的阻碍,生成稳定的合金层；铝粉粒度过小会增加金属液渗入难度,进而影响合金层质量；粘结剂对合金层的形成过程产生重要影响。在镁合金铸件表面得到稳定合金层的工艺条件是：浇注温度780℃,真空度-0.06MPa,合金化涂料厚度0.8mm,Al粉粒度大小150μm。XRD分析显示,合金层主要由a-Mg与β-Al12Mg17组成,此外还有少量的Al3Mg2、Al、(MgZn)相。分析了不同元素在合金层截面上的分布,合金层中铝的含量和显微硬度沿表面至基体呈梯状分布。合金层在3.5Wt.%NaCl水溶液中的电化学分析显示,其腐蚀电位比未处理的试样提高了110mv左右,极化电阻升高了6-7倍,因此镁合金的耐蚀性得到了显著提高。其次,用PbO-ZnO-Na2O系陶瓷粉作为陶瓷化材料,研究了镁合金表面陶瓷化工艺。在铸件表面形成了厚度40-200μm的陶瓷层。重点研究了真空度和浇注温度对陶瓷层与基体之间结合界面的影响：较大的真空度可以使涂料层紧实,得到的陶瓷层更加致密；高的浇注温度可以使模样裂解成小分子物质,在较大的负压下顺利排出型外,从而提高界面的结合强度。研究表明：浇注温度为760℃-780℃,真空度—0.06MPa时,获得结合界面较好。考察了金属液充型前沿、浇道位置以及消失模涂料对陶瓷层形成过程的影响。采用微观分析手段对结合界面进行线扫描分析,揭示出陶瓷层与基体之间的结合方式是机械结合。表面陶瓷层与基体的结合强度为4.5MPa。将陶瓷层在3.5Wt.% NaCl水溶液中进行电化学实验,腐蚀电位提高了400mv,腐蚀电流下降了3个数量级,从而使镁合金的防腐性得到提高。在以上研究成果的基础上,进一步在镁合金铸件表面制备了合金化/陶瓷化的复合保护膜,在陶瓷层和镁合金基体之间形成具有较高耐腐蚀性的合金化区域,使铸件具有双重耐腐蚀保护。复合层的厚度为400μm左右,防腐性能比单独合金层的耐蚀性明显提高,与单独的陶瓷层相当,但陶瓷层与合金层的结合强度达到5.5MPa,提高了将近20%。通过对陶瓷粉与不同基体之间润湿性的分析,发现随着镁合金中铝含量的提高,润湿性增加,陶瓷层与基体的结合强度也随之提高。研发了适用于镁合金的特种消失模铸造转移涂料,在实现表面改性的同时,大大提高铸件表面光洁度和平整性。最后,研究了在镁合金表面制备合金化/陶瓷层的机理,提出合金化过程分金属液充型、颗粒熔化、扩散反应三个阶段,合金层是合金化涂料与金属熔体之间传热、传质相互作用的结果；陶瓷层与熔体之间未发生扩散,而是在热作用下形成。通过分析合金化/陶瓷层的形成过程,建立了表面合金化过程的动力学模型和陶瓷层的形成过程模型。该研究成果对镁合金的表面防腐技术研究具有重要的学术价值和实际意义。
张雄[2]2011年在《消失模铸造镁合金表面合金化研究》文中研究说明镁合金是一种轻质结构材料,被广泛应用于各领域,但由于耐蚀性差,其大规模应用受到限制。消失模铸造作为一种净无余量的绿色铸造技术,在成形镁合金铸件方面有独特优势。为改善镁合金铸件的防腐性能,本文采用消失模铸造表面合金化的方法对镁合金进行表面改性处理,并得到了一些有意义的结论。首先,本文对消失模铸造镁合金表面铝元素合金化进行了研究。单因素试验研究表明:一定工艺条件下,浇注温度及真空度的阈值分别处于750~780℃及0.02~0.04MPa之间,只有当两工艺参数取值大于其对应阈值时,镁合金表面才能形成合金化层。通过正交优化试验得到最优工艺条件:真空度为0.07~0.075MPa,粉体粒度为150μm,外层涂料为1层,粘结剂聚乙烯醇(PVA)含量为2.44%,浇注温度为780℃。该工艺下镁合金表面形成了厚度约为2mm、组织覆盖率接近100%的致密均匀合金化层。铝合金化层的形态呈菊花状或网状,主要由Mg17Al12、Mg和Al等物相组成。只有当组织覆盖率大于临界值约37%时,镁合金表面铝合金化层才能起到防腐作用,且组织覆盖率越高,镁合金耐蚀性越强。本实验最优工艺条件下镁合金表面合金化层的自腐蚀电位为-1.0628V,自腐蚀电流下降了两个多数量级。其次,本文对消失模铸造镁合金表面锌及铝锌复合合金化进行了探索。结果表明,在浇注温度为720℃或铸件模数为6.3mm的条件下,镁合金表面能形成以Mg17Al12、Al5Mg11Zn4、Zn、Mg为主要组成物相的具有一定防腐性能的锌合金化层。而当铝锌混合比例为3.5:1或铸件模数为10.4mm时,镁合金表面也能形成一层主要物相为Mg17Al12、Al、Zn、Mg的铝锌复合合金化层,腐蚀极化试验研究表明其自腐蚀电位相对AZ91D合金有所提高,自腐蚀电流下降一个多数量级,达到防腐蚀的效果。最后,以表面铝合金化为对象,建立了消失模铸造镁合金表面合金化模型,从理论上推导了表面合金化热力学及动力学条件,结果表明:热力学上,欲满足合金化过程的吸热量要求,镁合金熔体在铝熔点以上的降温幅度应至少为合金化层厚度的409.2倍;动力学上,镁合金的渗入深度与背压、粉体粒度、凝固时间、润湿角、金属液粘度及静压头等因素有关,且一定工艺条件下,真空度及粉体粒度均存在理论临界值。
李玉和[3]2005年在《耐磨耐热铸件表面合金化技术研究》文中指出复合铸造工艺很多,它们的共同之处就是将两种不同性能的材料结合起来,发挥各自优势,满足备件使用要求。冶金备件在高温环境下承受冲击磨损作用,一般采耐热钢铁材料或耐磨材料制造,但同一种金属材料往往难以同时承受高温和磨损作用。 普通铸钢材料有较好的强韧性,但耐磨、耐热性能较差,难以满足要求;若高合金材料整体铸造,工艺技术性能差,易产生缺陷,成品率太低,且高合金材料成本太高。而采用铸造表面合金化的方法,既能保证心部具有良好的强韧性,又能满足表面所要求的特殊性能。 本文研究了影响铸件表面合金化的关键因素,研究出了适宜的提高耐磨、耐热性的表面合金化工艺。采用加入YB成型剂而不加入水玻璃、树脂粘结剂等添加物进行铸件表面合金化的独特方法,结合先进的消失模铸造工艺,改善了合金化层与本体结合部位之间气孔、夹渣等问题,合金化粉末(膏块)放置操作简便、可靠。所采用的基体为普通铸钢,合金层为高Cr合金,同时加入含有Mo、Ni及WC的合金材料。 合金化层和基体之间实现了冶金结合,得到的含高Cr、W等元素的合金化层,合金层表面平整,在合金层一定厚度内断面成份、硬度较均匀,具有较好的耐磨性和耐热性能,所得到的铸件表面合金化复合层比本体材料具有明显的耐磨性和抗氧化性能,合金化层耐磨性能为本体铸钢ZG70对比样的3～5倍,抗氧化性能比本体样提高50%左右。 试制的表面合金化导卫板试用效果良好,满足了使用要求。本文研究的技术方案也可用于渗SiC、Al_2O_3、TiC等的复合材料研究制备。
汪娟[4]2013年在《铸渗镍基碳化钨复合导卫辊的研究》文中认为导卫辊是高速棒线材轧制生产线上的关键设备之一，其工作面夹持高温红钢，在热冲击、热负荷和水冷的作用下工作，极易磨损、开裂和氧化，平均寿命低。添加合金元素可以提高导卫辊的使用寿命，但整体铸造合金导卫辊，价格昂贵，当导卫辊工作面磨损量超过2mm时，便丧失精确的导向功能，浪费合金元素。因此，为了提高导卫辊的使用寿命，节约贵重合金，降低成本，本文采用铸渗表面合金化的方法，以ZG45作为基体，镍基碳化钨颗粒作为合金层增强材料，制备出“外硬内软”的复合导卫辊。针对导卫辊装置的使用情况以及出现的问题，结合铸渗合金化的优点，本文提出了熔模铸渗法和消失模铸渗法浇铸复合导卫辊。并采用专业有限元软件ProCAST对导卫辊的两种铸造工艺进行了模拟分析。模拟结果表明，熔模铸渗法和消失模铸渗法浇铸复合导卫辊的试验方案在理论上是可行的。通过物理试验研究了两种浇铸工艺所制备的复合导卫辊的组织性能。结果表明，采用熔模铸渗合金化法制备的复合导卫辊，其复合层较薄，且有脱落现象，表层硬度较基体无明显提高；采用消失模铸渗合金化法制备的复合导卫辊，其复合层均匀，冶金结合，复合层最大显微硬度达到628.5HV，较基体显微硬度200HV显著提高。通过向合金涂层中加入不同大小及不同体积分数的WC颗粒，研究了WC颗粒对消失模铸渗复合导卫辊组织性能的影响，并确定了WC颗粒的最佳尺寸及体积分数。结果表明，合金涂层中WC颗粒体积分数为35%时，随着WC颗粒大小的增加，其硬度、耐磨性能提高，抗热震性能和抗高温氧化性能降低；合金涂层中WC颗粒大小为250~420μm时，随WC颗粒体积分数的增加，硬度、耐磨性能提高，热震性能和抗高温氧化性抗降低；确定当合金涂层中WC颗粒大小为150~250μm、体积分数为50%时，所得到的复合层表面综合性能最优。研究表明，采用消失模铸渗表面合金化法制备的复合导卫辊，表面合金化质量良好，复合层与基体冶金结合，无明显的铸造缺陷，为复合导卫辊的应用提供了理论指导与试验依据。
刘成会[5]2008年在《铸铁表面合金化消失模铸渗法及合金层组织性能的研究》文中研究表明表面合金化是提高金属表面性能最有效的办法。渗金属工艺是常用的能够提高金属表面性能的表面合金化方法之一,但是这种工艺方法具有处理时间长、处理温度高、渗层浅等缺点。本文用消失模铸渗的方法来实现铸铁表面合金化,消失模铸渗法具有不使用芯子、铸件设计的灵活性大、铸件表面平整等优点。该工艺方法利用铸件凝固余热熔化涂层使其与基体之间发生相互扩散,实现冶金结合,在铸件表面形成铸渗合金层,与渗金属工艺相比具有操作简便,生产成本低,合金层厚度大等优点。本文用消失模铸渗的工艺制备了铸铁表面碳化钛耐磨合金层,实现了铸铁表面的合金化。研究了涂层厚度不同对铸件表面宏观质量及合金层厚度的影响;铸渗涂层浇注位置不同时,铸件表面宏观形貌的差别。利用X-射线衍射分析仪、扫描电子显微镜、能谱仪等现代化分析手段研究了合金层化学成分和显微组织结构。另外,本文还对表面耐磨合金层和基体进行了对比磨损实验,通过对其表面磨损形貌的分析和磨损过程中的磨损失重的计算比较,阐述了磨损机理,说明了铸渗合金层耐磨性提高的原因。结果表明:用消失模铸渗工艺可以制备铸铁表面铸渗合金层,合金层与基体之间没有明显的分界线,其结合方式为冶金结合。靠近合金层处的片状石墨比基体的少,合金层和基体之间形成了过渡层,过渡层中也存在钛元素,表明合金层和基体之间发生了相互扩散;相同磨损行程情况下,合金层的耐磨失重明显比基体的磨损失重小,合金层的磨损性能约为灰铸铁基体的7.4倍。
于淑苗, 谭建波[6]2013年在《消失模铸造钢铁基表面复合材料的研究现状》文中提出与其他制备表面复合材料相比,由于消失模铸造钢铁基表面复合材料成本低、操作简便、依据铸件的工况要求即可实现整体复合亦可实现局部复合,因此,近年来发展很快。本文介绍了消失模铸造钢基、铁基表面复合材料研究现状,复合材料的组织组成及性能特点,归纳了消失模铸造钢铁基表面复合材料的应用现状,指出粘结剂的选择、铸件厚度和合金涂层厚度之比及浇注温度控制是消失模法制备表面复合材料的技术关键,并对消失模法制备表面复合材料的发展前景进行了展望。
杨亮[7]2015年在《铸造高Nb-TiAl合金成分优化及其精密铸造工艺研究》文中提出同Nb-TiAl合金使用温度比普通TiAl合金高60-100℃、强度高约300-500MPa,并且具有优异的高温抗氧化性能,成为TiAl合金发展的方向。高Nb-TiAl合金的不足是其室温塑性低,导致制备加工困难,限制了其工业化应用进程。熔模精密铸造法具有近终成型性,可以生产结构复杂、表面质量优异的铸件,是制备高Nb-TiAl合金部件的重要途径。本论文主要通过合金化的方法设计适合铸造用的性能均衡的高Nb-TiAl合金,研究合金元素对高Nb-TiAl合金组织、力学性能、铸造性能的影响。并通过数值模拟与实际试验相结合的方法,制备出质量优异的低压涡轮叶片铸件。主要结论和成果如下：(1)合金元素对高Nb-TiAl合金组织及力学性能的影响研究结果表明,少量B(0.2%)的加入可以有效细化Ti-45Al-8Nb(除特殊标注外,全为原子分数)合金组织。Ti-45Al-8Nb-0.4B合金具有最佳的室温力学性能。0.5%Cr的添加会提高Ti-45Al-8Nb-0.4B合金的室温力学性能。因为Cr的加入有利于降低合金层错能,增加合金变形孪晶,从而起到提高合金室温力学性能的作用。但是当加入2%Cr时,合金力学性能降低。因为β相稳定元素Cr的加入会使合金铸态组织中脆性B2相的体积分数增加,使合金力学性能恶化。β相稳定元素Mn在高Nb-TiAl合金中的随机占位,会使得其它β相稳定元素(Nb或Cr)在B2相中分布增加,导致B2相体积分数显著增加,对合金力学性能起到不利影响。Si的加入会使Ti-45Al-8Nb-0.4B合金片层团内部及晶界处析出大量硅化物,对合金力学性能起到不利影响。Ni加入后,合金中B2相含量显著增加,导致合金室温力学性能明显下降。Y的加入会使得片层晶界处析出大量白色点状钇化物颗粒,导致晶界脆化,对合金室温力学性能不利。(2)高Nb-TiAl合金加入Si合金化后,组织中析出的硅化物为具有D88结构的Nb5Si3(ε):相,而不是普通TiAl合金中的Ti5Si3相。ε相的形成有利于合金组织中β(B2)相偏析的减少,因为ε相析出会导致基体中β(B2)相稳定元素Nb含量降低,使β(B2)相区减小。β(B2)相偏析减弱,有利于提高合金铸态室温拉伸力学性能。但是,当含Si高Nb-TiAl合金经1000℃以上热处理后,ε相的大量析出会导致合金室温拉伸力学性能恶化。因为ε相与γ相界面为半共格界面,会导致界面位错产生。ε相会导致裂纹沿片层产生与增殖,而且应力会导致硅化物进一步析出,进一步加速裂纹的产生与扩展。γ相稳定元素Si的加入会导致退火处理或循环热处理组织内部ε相附近形成γ相,导致片层粗化或溶解。(3)对高Nb-TiAl合金充型性能研究表明,降低合金液相线温度、减小合金固液相线温度区间、降低合金粘度、提高合金抗界面反应能力等因素有利于提高合金的充型性能。对Ti-45Al-8Nb合金充型性能有利的元素为(0.5%)Si、Y、Cr、B、Ni;无明显影响的为W、Mn、Co;而有害的为Mo或V。最终,综合考虑合金力学性能与铸造性能,优化的铸造合金成分为Ti-45Al-8Nb-(0.5-0.7)Cr-0.5Si-0.4B。Cr的加入可以有利于降低合金层错能,增加合金变形孪晶,从而起到提高合金室温力学性能的作用；Si的加入可以提高合金充型性能,减少合金β(B2)相偏析；B的加入有利于细化组织,提高合金综合力学性能。(4)应用有限元铸造模拟软件Procast模拟熔模铸造工艺过程,优化工艺参数结果表明,最优的重力铸造工艺参数为浇注温度1650℃、浇注速度1 m/s、模壳预热温度400℃。最优的离心转速为500r/min。利用模拟得到的最佳工艺参数进行实际浇注实验,成功得到涡轮叶片铸件。模拟结果与实验结果吻合良好,模拟对实际铸造过程具有很好的指导作用。离心铸造叶片表面及内部质量均优于重力铸造叶片。重力铸造叶片表面有浇不足现象,而离心铸造叶片表面质量良好。重力铸造叶片缩孔缩松缺陷较多且分散,离心铸造叶片缩孔缩松较少。重力铸造叶片表面裂纹较多,离心铸造叶片裂纹较少。(5)优化出的Ti-45Al-8Nb-0.7Cr-0.5Si-0.4B合金形成的整个叶片组织比较均匀细小,组织为近片层组织。重力铸造片层团尺寸约70μm,叶片边缘与叶片中心位置组织没有明显变化,均是β凝固的近片层组织。由于离心铸造叶片冷却速度较大,叶片片层团尺寸较小约为50μm,而且B2相数量较少,表明该铸造合金可能具有优异的综合力学性能。
李朝升[8]2000年在《消失模铸造表面合金化》文中进行了进一步梳理本文将合金化涂料涂挂在可发性聚苯乙烯模上，在负压下浇注成型的同时形成铸件的耐磨层，从而开发了一种铸件表面合金化的新工艺。 首先通过正交试验考查了浇注温度、合金粉末粒度、粘结剂用量、溶剂用量等因素对表面合金化工艺的影响，确定了合适的合金化涂料的配比。在此基础上，研究了表面合金层的组织和性能。最后，从工艺上探讨了无粘结剂消失模铸造表面合金化的可行性。研究结果表明： 1）较好的合金化涂料配比为粒度0.127mm～0.18lmm的Cr－Fe合金粉末（100wt.％）、酚醛树脂（2wt .％）、复合熔齐（15wt.％）、羧甲基纤维素钠（0.5wt.％）、适量水以及微量添加剂； 2）在影响表面合金化工艺的各种因素中，浇注温度的作用最显著，其次是合金粉末粒度、粘结剂用量、熔剂用量； 3）合金层主要由（Cr，Fe）7C3、（Fe，Cr）3C、α－Fe等相组成。由表及里，Cr含量和碳化物的含量逐渐降低，碳化物的类型逐渐由M7C3型向M3C型转变； 4）铸件壁厚越大，合金层中越容易形成过共晶碳化物，RE能够细化合金层中的碳化物； 5）合金层由表及里，硬度是逐渐降低的。热处理后，材料的硬度与铸态时相比有所提高； 6）表面合金层的耐磨性较好，能够达到正火45钢的2.8倍； 7）无粘结剂消失模铸造表面合金化在工艺上是可行的。
刘雅娟, 陈东风[9]2011年在《消失模铸造镁合金铸件表面改性研究》文中指出利用消失模铸造技术,对镁合金铸件表面进行复合改性研究。选用金属铝粉作为合金化主要元素,PbO-ZnO-Na2O系低温玻璃粉为陶瓷化材料。选择真空度大小为-0.06 MPa,温度为800℃进行浇注。结果表明,在镁合金铸件表面获得了一定厚度的复合层。显微硬度测试表明,从表面至基体复合层的硬度呈梯状分布,硬度值的变化与单一的陶瓷层相比有一个过渡区,有利于提高表面陶瓷层与基体的界面结合质量。经过表面复合改性后,镁合金铸件的腐蚀电位提升了400 mV,腐蚀电流下降了3个数量级,镁合金的耐蚀性得到了大幅度提高。
侯丹辉[10]2014年在《铸造Mg-Al-Zn系合金的凝固路径、枝晶生长约束因子及晶粒尺寸》文中指出镁合金具有低密度,高比强度等优点,在汽车、航空和航天等领域的应用日益增加,成为近年来新材料领域的研究重点。Mg-Al系合金是目前工业应用极为广泛的合金系之一。本文采用双电偶热分析、热力学计算、显微组织观察和力学性能测试等手段研究了Zn元素含量变化、微合金化、熔体变质处理及铸造方法对Mg-Al系合金的凝固路径、凝固过程中的特征温度、枝晶相干点固相分数、铸态组织、晶粒尺寸及力学性能的影响规律。研究了砂型铸造Mg-6Al-x%Zn(简写为AZ6x,其中x=0,2,4,6wt.%)的铸态、T6态组织及力学性能。AZ60的组织由α-Mg、β-Mg17Al12相组成；Zn含量≥2%后,组织中出现了Φ-Mg21(Al, Zn)17相。经T6处理后,Mg-6Al-x%Zn (x=0,2,4,6)的室温屈服强度约提高20MPa；AZ60合金的抗拉强度约提高40MPa,其它三种合金的抗拉强度约提高20MPa。由于基体以及第二相在高温下软化,在从室温到175℃的测试温度范围内,合金的抗拉强度均随温度升高而显著降低,伸长率随温度升高而显著增加,但屈服强度受温度影响较小。采用双电偶热分析研究了树脂砂型铸造Mg-6Al-x%Zn (x=0,2,4,6)合金的凝固路径,采用EBSD技术获得了合金凝固后的晶粒尺寸。凝固过程中β-Mg17Al12相的生成温度由AZ60合金的439～436℃逐渐降低到AZ66合金的372～369℃；Φ-Mg21(Al,Zn)17相的生成温度在359～362℃。Mg-6Al-x%Zn (x=0,2,4,6)合金的枝晶相干点固相分数fsDCP和晶粒尺寸均随着Zn含量的增加而减小,Zn含量由0增加到6%,fsDCP从36%逐渐减小至23%,晶粒尺寸从557gm减小到235μm；提出在所研究的合金成分范围内,采用fsDCP大小判定晶粒尺寸时可能应考虑枝晶生长过程中的形貌变化对固相分数和晶粒尺寸的影响。利用热力学软件Pandat计算获得了Mg-6Al-x%Zn (x=0,2,4,6)平衡和Scheil非平衡条件下的凝固路径和室温时的相组成,平衡和Scheil非平衡凝固条件下,AZ60合金的室温相组成为α-Mg、β-Mg17Al12, AZ62-AZ66合金的相组成为α-Mg、β-Mg17Al12和Φ-Mg21(Al,Zn)17;计算结果与铸造组织观察结果相吻合。在平衡条件下,Mg-6Al-x%Zn(X=0,2,4,6)合金中的β-Mg17Al12相不能直接从液相中凝固形成；Zn含量≤4%时,Φ-Mg21(Al,Zn)17相由固相中析出,当Zn含量为6%时,Φ-Mg21(Al,Zn)17相直接从液相中凝固形成。在Scheil非平衡条件下,β-Mg17Al12相由共晶反应L→α-Mg+β-Mg17Al12形成,Φ相通过包晶反应L+β-Mg17Al12→α-Mg+Φ-Mg21(Al, Zn)17形成。利用二元及三元平衡相图参数计算了Mg-6Al-x%Zn(x=0,2,4,6)合金中的QAl、QZn及Q值；利用Scheil非平衡凝固过程中固相分数与温度的关系计算了Mg-6Al-x%Zn(x=0,2,4,6)合金中的Q值。结果发现：三元平衡相图及Schei非平衡条件下计算的Q值基本一致,通过二元相图参数计算所得的三元合金的Q值与直接采用三元平衡相图参数和Scheil模型获得的Q值差异较大。随Zn含量增加,由Scheil非平衡模型计算获得的Mg-6Al-x%Zn (x=0,2,4,6)三元合金的Q值由21.3增加至41.8,平均晶粒尺寸则相应由557μm减小至235μm,但平均晶粒尺寸与1/Q并不存在现有文献报道的线性关系。研究了微量Sb元素对砂型铸造AZ91合金组织和性能的影响。显微组织观察表明,加入Sb后,AZ91合金中形成Mg3Sb2相。随Sb含量增加,铸态AZ91+x%Sb (x=0,0.1,0.5,1)合金的室温强度略有增加,而伸长率相应略有降低。经过T6处理后,AZ91+x%Sb合金的抗拉强度和屈服强度可以提高80-100Mpa,但伸长率没有显著提高。AZ91中添加Sb后,在120℃下的强度明显提高。双电偶热分析结果表明,当Sb含量由0增加到1%,合金凝固过程中a-Mg的形核温度降低,枝晶相干点固相分数fsDCP在40%-35%之间,晶粒尺寸在217μm～246μm之间。热力学计算结果表明Mg3Sb2相的形成温度比a-Mg形核温度低约50℃以上,且枝晶生长约束因子Q值随Sb含量增加不发生明显变化,因此Sb元素添加到AZ91合金后,在合金凝固过程中Sb元素不会对α-Mg起异质形核作用,对枝晶生长也起不到明显的抑制作用。研究了金属型、树脂砂型以及消失模铸造方法下AZ91合金的组织和力学性能,结果表明：由于金属型铸造的冷却速度最快,所得到的AZ91合金的晶粒尺寸最小,大约为186gm；消失模铸造的的冷却速度较慢,所得晶粒尺寸为284gm,且第二相的组织粗大且连续；相应地,消失模铸造AZ91合金抗拉强度、屈服强度、伸长率分别为120MPa、72MPa、0.65%,而金属型铸造分别达到176Mpa、96Mpa、2.4%.
参考文献：
[1]. 消失模铸造镁合金表面合金化/陶瓷化研究[D]. 陈东风. 华中科技大学. 2011
[2]. 消失模铸造镁合金表面合金化研究[D]. 张雄. 华中科技大学. 2011
[3]. 耐磨耐热铸件表面合金化技术研究[D]. 李玉和. 昆明理工大学. 2005
[4]. 铸渗镍基碳化钨复合导卫辊的研究[D]. 汪娟. 安徽工业大学. 2013
[5]. 铸铁表面合金化消失模铸渗法及合金层组织性能的研究[D]. 刘成会. 吉林大学. 2008
[6]. 消失模铸造钢铁基表面复合材料的研究现状[J]. 于淑苗, 谭建波. 铸造设备与工艺. 2013
[7]. 铸造高Nb-TiAl合金成分优化及其精密铸造工艺研究[D]. 杨亮. 北京科技大学. 2015
[8]. 消失模铸造表面合金化[D]. 李朝升. 西安理工大学. 2000
[9]. 消失模铸造镁合金铸件表面改性研究[J]. 刘雅娟, 陈东风. 铸造技术. 2011
[10]. 铸造Mg-Al-Zn系合金的凝固路径、枝晶生长约束因子及晶粒尺寸[D]. 侯丹辉. 大连理工大学. 2014
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