【正文】 最后，還要衷心感謝我的父母及家人，感謝他們多年來對我深深的無私的愛和毫無保留的鼓勵與支持。在此感謝楚秀峰、劉洋、郭明偉、袁冬冬、孫紅鶴、鞠曉偉、朱艷超及我的室友的支持和幫助，在此表示深深的感謝。本論文從選題到完成，每一步都是在導(dǎo)師的指導(dǎo)下完成的，傾注了導(dǎo)師大量的心血。老師淵博的專業(yè)知識，嚴謹?shù)闹螌W(xué)態(tài)度，精益求精的工作作風(fēng)，誨人不倦的高尚師德，嚴以律己、寬以待人的崇高風(fēng)范，樸實無華、平易近人的人格魅力對我影響深遠。感謝四年中陪伴在我身邊的同學(xué)、朋友，感謝他們?yōu)槲姨岢龅挠幸娴慕ㄗh和意見，有了他們的支持、鼓勵和幫助，我才能充實的度過了四年的學(xué)習(xí)生活。劉威老師，在課題的研究過程中，也給予我大量的幫助。首先誠摯的感謝我的論文指導(dǎo)老師崔曉鵬老師。每年的這個時候，校園總難掩物是人非的感傷。B, Preis K. On the use of the magnetic vector potential in the finite element analysis of threedimensional eddy currents[J].IEEE Trans Magn,1989, 25 (7): 31453159致謝時光荏苒，不覺四年已到頭。KH．非鐵合金的結(jié)構(gòu)與性能[M]．丁道云譯．北京：科學(xué)出版社，1999：215．255．[18]北京有色金屬鑄造廠編．中外有色金屬及合金鑄件標準[S]．北京：機械工業(yè)出版社，1980：214．[19]魯立奇,(1分冊)，中國稀土學(xué)會，1900；164198.[20](3).北京:中國標準出版社,1989；395524.[21]陳剛,[J].輕合金加工技術(shù),2003,6(31):40.[22]Zhang Q Q, Cao Z Y, Zhang Y F, et al. Effect of pression ratio on the microstructure evolution of semisolid AZ91D alloy [J]. Journal of Materials Processing Technology, 2007, 184: 195200.[23]H aitham E l K adiri,YbinXue, H orstem eyerM F. Identification and modeling of fatigue crack growth mechanisms in adiecast AM50 magnesium alloy[J]. A cta. M aterialia, 2006,(54): 50615076.[24]S Lun sin, Dub233。6. AZ91DRE系鎂合金耐腐蝕能力與晶粒大小有關(guān)，一般來說，晶粒越大，耐腐蝕性能越差。4. 固溶處理后AZ91DRE系鎂合金腐蝕電位下降，耐腐蝕能力下降。當(dāng)溫度過高時組織會發(fā)生過燒現(xiàn)象。第七章 結(jié)論1. 經(jīng)過固溶處理AZ91D及AZ91DRE鎂合金均出現(xiàn)如下現(xiàn)象：AlMn相的溶解率上升，晶粒長大，晶界相β（Mg17Al12）的溶解情況明顯。對比相同溫度，不同處理時間條件下，發(fā)現(xiàn)耐腐蝕能力與β（Mg17Al12）相有很大關(guān)系，β（Mg17Al12）相減少，耐腐蝕能力上升。 結(jié)論通過對固溶處理前后的AZ91DRE系鎂合金腐蝕電位的對比分析，發(fā)現(xiàn)固溶處理后AZ91RE系鎂合金腐蝕電位下降，耐腐蝕能力下降，因為，固溶處理后晶粒明顯增大，耐腐蝕能力下降。表62相同處理溫度下不同處理時間速度對應(yīng)的腐蝕電位2h4h8h530℃540℃550℃560℃圖64相同處理溫度下不同處理時間對應(yīng)的腐蝕電位圖示觀察圖64我們可以發(fā)現(xiàn)，同一溫度下，不同處理時間對AZ91DRE系鎂合金腐蝕電位的大小有很大影響，但在溫度較低時影響不是很明顯，可能是溫度較低對晶粒大小的影響不大。 但從水冷條件觀察，我們發(fā)現(xiàn)隨處理時間及溫度的升高，AZ91DRE鎂合金腐蝕電位不斷下降，耐腐蝕能力下降，對應(yīng)第三章的結(jié)論，隨著固溶處理時間及溫度的升高，晶粒長大明顯，所以其耐腐蝕能力不斷下降。圖61 未經(jīng)固溶處理的AZ91DRE鎂合金塔菲爾曲線圖 62 不同處理條件下的塔菲爾曲線（ah） 固溶處理后冷卻速度對AZ91DRE系鎂合金耐腐蝕性能的影響從測得的AZ91DRE系鎂合金在不同冷卻速度下的塔菲爾曲線中，我們得到了空冷與水冷的腐蝕電位，如表61所示，將其繪制成曲線如圖63所示表61相同處理溫度下不同冷卻速度對應(yīng)的腐蝕電位空冷腐蝕電位水冷腐蝕電位400℃2h400℃4h440℃2h440℃4h480℃2h480℃4h圖63相同處理溫度下不同冷卻速度對應(yīng)的腐蝕電位圖示 觀察圖63我們可以發(fā)現(xiàn)在固溶處理后不同冷卻速度對應(yīng)的腐蝕電位，空冷較水冷低一些。從圖中可以看出，合金的極化曲線均遵從塔菲爾（Tafel）規(guī)律。其反應(yīng)過程如下：Mg→Mg2++2e（陽極反應(yīng)） 2H2O→2H++2OH（水的電離）2H++2e→H2↑（陰極反應(yīng)） Mg2++2OH→Mg(OH)2（腐蝕產(chǎn)物）Mg+2H2O→Mg(OH)2+H2↑（總反應(yīng)）%NaCl溶液中的動電位極化曲線如圖61所示。拓展提高鎂合金耐腐蝕性能的途徑。經(jīng)過固溶處理后，AZ91RE系鎂合金顯微組織發(fā)生明顯變化，我們結(jié)合第三章分析，觀察不同顯微組織對應(yīng)的耐蝕性能。Al的有利影響源于其具有較強烈的鈍化趨勢,所形成的鈍化膜在很大范圍內(nèi)都能保持穩(wěn)定,因此Al使得鎂合金在許多情況下都具有較強的抗腐蝕能力。第六章 固溶處理對MgAlZn系鎂合金耐腐蝕性能的影響鎂合金的優(yōu)秀性能有許多，為了使鎂得到更為廣泛的應(yīng)用,必須進行深入的研究以提高它的耐腐蝕性能?；w中的β（Mg17Al12）相隨處理時間的增加，先是形成清晰的晶界，如果溫度較高，β（Mg17Al12）相隨時間增多，在αMg基體中溶解的量增多。 本章結(jié)論通過觀察AZ91D鎂合金不同處理時間條件下的組織，可以總結(jié)如下：固溶處理前AZ91D鎂合金中的β（Mg17Al12）相是散亂分布在αMg基體中的。β（Mg17Al12）相與AlMn相基本完全溶解在αMg基體中。我們發(fā)現(xiàn)圖（b）中相對于圖（a），可以發(fā)現(xiàn)β（Mg17Al12）相溶解的更多，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)破損，AlMn相在αMg基體中的溶解量進一步減少。在拋光時也應(yīng)注意拋光的手法，盡量避免鎂合金組織唄AlMn相粒子刮傷。從圖（c）中我們可以看出，AlMn相在集體中的溶解量進一步減少，β（Mg17Al12）相進一步在基體中溶解，出現(xiàn)斷網(wǎng)結(jié)構(gòu)，β（Mg17Al12）相在基體中?；?。（a）（b）（c）53 AZ91D鎂合金550℃處理不同時間的顯微組織（a）2小時；（b）4小時；（c）8小時；觀察AZ91D鎂合金經(jīng)過550℃處理不同時間的組織，如圖53所示，從圖（a）中可以看出晶粒較大，晶界相清晰明顯，部分AlMn相在αMg基體中部分析出。圖52 AZ91D鎂合金540℃處理不同時間的顯微組織(a)2小時；(b)4小時：(c)8小時；觀察AZ91D鎂合金經(jīng)過540℃處理不同時間的組織，如圖52，可以看出圖(a)中β（Mg17Al12）相較多，晶粒較大，稱不規(guī)則網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，AlMn相在αMg基體中析出較多，從圖（b）中我們可以看出晶粒較大β（Mg17Al12）相逐漸溶解，局部地方出現(xiàn)斷網(wǎng)現(xiàn)象，AlMn相在αMg基體中溶解度進一步上升。（a）（b）（c）。AlMn相逐漸溶解。在圖（b）中我們可以發(fā)現(xiàn)，β（Mg17Al12）相逐漸溶解，網(wǎng)狀晶界逐漸溶解，出現(xiàn)斷網(wǎng)現(xiàn)象。（a）（b）（c）（D）（e）圖 46 AZ91DRE鎂合金不同溫度處理4小時的顯微組織(a)400℃；(b)440℃；(c)480℃；(d)530℃；(e)560℃； 本章總結(jié)通過觀察AZ91D鎂合金及含混合稀土（Ce,La）的AZ91D鎂合金不同處理溫度下的顯微組織，可以發(fā)現(xiàn)，固溶處理后的組織中晶粒明顯長大，但隨著處理溫度的升高，AlMn相逐漸溶解在αMg基體中，晶粒繼續(xù)增大，當(dāng)達到一定溫度后晶界相開始溶解，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)斷網(wǎng)現(xiàn)象至β（Mg17Al12）相?；?，晶界相完全溶解，AZ91D鎂合金的熔點是596℃且β（Mg17Al12）相的溫度只有473℃，β（Mg17Al12）相當(dāng)固溶溫度較高時，組織會發(fā)生過燒現(xiàn)象。表41 圖45中的EDS點分析結(jié)果元素重量%原子%凈強度凈強度誤差MgK0AlKZnK觀察AZ91DRE鎂合金在不同溫度下處理4小時的顯微組織，如圖46，我們發(fā)現(xiàn)在圖（a）中β（Mg17Al12）相呈現(xiàn)不規(guī)則形狀分布在基體中，非網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，因為溫度較低β（Mg17Al12）相還未完全溶解，但是經(jīng)過處理呈現(xiàn)圓潤形狀。（e）（d）圖 44 AZ91DRE鎂合金不同溫度處理2小時的顯微組織（a）400℃；（b）440℃；（c）480℃；（d）530℃；（e）560℃；從圖44（b）中我們可觀察到，αMg基體中不部分不規(guī)則裂紋狀物質(zhì)析出，為了驗證其成分，我們做了EDX能譜分析實驗如圖45。再來觀察560℃兩小時的顯微組織我們發(fā)現(xiàn)晶界β（Mg17Al12）相析出量增多，αMg基體中的AlMn相減少。我們再來觀察，530℃兩小時的顯微組織，我們?nèi)匀荒馨l(fā)現(xiàn)完整晶粒，且β（Mg17Al12）相在αMg基體中溶解的不是很多。觀察AZ91RE鎂合金在不同溫度下處理2小時的顯微組織，如圖44，我們發(fā)現(xiàn)在2小時條件下，AZ91DRE鎂合金中的β（Mg17Al12）相基本完好，在44(a)中可見晶粒較大，晶界完整，但AlMn相析出較多，在310b中我們可以發(fā)現(xiàn)在αMg基體中出現(xiàn)?；摩拢∕g17Al12）相，晶粒較大。在圖43所示各個固溶處理條件下，AlMn相逐漸減少。(d)圖 42 AZ91D鎂合金不同溫度處理4小時的顯微組織（a）530℃；（b）540℃；（c）550℃；（d）560℃；（a）））（b）（c）（d）圖 43 AZ91D鎂合金不同溫度處理8小時的顯微組織(a)530℃；(b)540℃；(c)550℃；(d)560℃；觀察AZ91D鎂合金在不同溫度下處理8小時的顯微組織，如圖43，我們發(fā)現(xiàn)β（Mg17Al12）相溶解非常明顯，晶界的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)基本消失，在41(a)中還依稀可見網(wǎng)狀晶粒，但是隨溫度升高，β（Mg17Al12）相逐漸粒化，溶解并消失。由圖42(a)我們可以發(fā)現(xiàn)AlMn相較多，且在此溫度下AlMn作為第二相粒子析出，在拋光時極易將基體刮傷，所以應(yīng)注意拋光時的力度，盡力取得完美的組織照片。析出的AlMn相逐漸減少。(a)(b)169。在41(a)中晶粒比較大，而隨著溫度的升高，晶粒先是長大，然后β（Mg17Al12）相逐漸溶解，并出現(xiàn)斷網(wǎng)現(xiàn)象，在41(c)、41(d)中能觀察到明顯現(xiàn)象。固溶處理后，發(fā)現(xiàn)晶粒長大，AlMn相逐漸溶解，晶界相清晰可見，在溫度較高的固溶處理條件下β（Mg17Al12）相開始溶解，部分組織中網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)有斷網(wǎng)現(xiàn)象。實驗表明，析出物成分為Mg與Al、Zn、Ce等的化合物。說明在此溫度下β（Mg17Al12）相已經(jīng)受損，因為此時的溫度比較高。4002h4402h5602h4804h5604hAZ91RE圖 35 AZ91RE 鎂合金固溶處理前后顯微組織觀察AZ91DRE鎂合金固溶處理前后的顯微組織，如圖35，在未經(jīng)固溶處理時，鎂合金αMg基體與β（Mg17Al12）相相間排列，β（Mg17Al12）相分布不均勻，晶界不明顯，β（Mg17Al12）相基本單獨存在，AlMn相比較多。觀察560℃8h的組織，我們可以發(fā)現(xiàn)β（Mg17Al12）發(fā)生過燒現(xiàn)象。這是因為雖然我們的固溶溫度都沒有超過鎂合金的熔點，但是根據(jù)鎂鋁合金二元相圖（33）我們可以發(fā)現(xiàn)，這些實驗溫度已經(jīng)進入了固液兩相區(qū)，β（Mg17Al12）相的存在溫度只有473℃，如果在這個溫度下保溫，一個明顯的特點就是晶界相的熔化，溫度越高時間越長越明顯。在560℃4h及540℃8h條件下部分晶界開始溶解，這是因為此時的處理溫度已經(jīng)比較高，時間較長。（a）（b） 圖 3—2 未經(jīng)處理的AZ91D及A