znni合金凝固组织研究

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1、摘要本文系统地研究了zn-Ni合金(O．1～2．O％，重量百分比。下同，未做特别注明均表示质量分数)在不同冷却速率(0．04、1．06及36。C／s)下的凝固组织及合金中zn．Ni金属间化合物相的形成条件：并对zn．2．0％Ni合金中添加Al后的影响以及Zn-Ni．AI中间合金的可行性进行了探讨；同时，对目前工业用zn—Ni中间合金铸锭各区域成分及组织的分布情况进行了研究。对Zn-Ni合金凝固组织的SEM观察、EPMA成分分析和x射线衍射分析表明：共晶和亚共晶成分的Zn．Ni合金(zn．0．2％Ni和Zn一0．1％Ni)在冷却较慢(1"C／s的

2、空冷)时，可形成由棒状6相和n锌基体组成的典型棒状共晶。这是由于共晶6相Ni含量较高，远离共晶成分点，具有较小的体积分数，为使界面能最低，只能形成棒状而非层片状共晶组织。冷却速度越大，共晶中的6越小。当冷却速率增大到一定程度时(36。C／s)，棒状6的生长受到抑制，得到的共晶组织为离异共晶。不论在多大的冷却速率下，过共晶成分的Zn一0．5％Ni和过共晶亚包晶成分的Zn．2％Ni合金中生成的共晶组织只能是离异共晶，而且在先共晶6和包晶6相粒子附近无共晶组织，表明共晶中的6相优先依附原有的6相粒子生长，仅在离原6粒子较远的锌晶界处生成少量细小的离异

3、共晶6粒子。在本研究条件下，先共晶6和包晶6的粒子尺寸从10um左右至200I-tm左右，随冷却速率增大而尺寸减小，并在快冷(36℃／s)时可形成枝晶组织。由于包晶反应的进行比较困难，亚包晶成分的Zn．2％Ni合金只有在冷速极慢(0．04。C／s)时，初生相Y才能全部转化为6相，而在其余较快的冷速下，均只能获得心部残留y相的6相粒子。当冷速很大(36℃／s)时，粒子还能大量保留初生相Y的枝晶形态。当该合金在500"C恒温后，y相充分生长，此后即使在极慢的冷速(O．04℃／s)下，包晶反应仍远未完成。Zn．2．0％Ni合金中加入0．5．2．0％A

4、1后的凝固组织将显著改变，第二相粒子减小，约为10-30“m，且不随冷却速度改变。这是由于Ni和Al在750℃下即可形成Ni—Al高温相，其后的冷却方式对Ni．Al相影响不大。Zn．2．0％Ni．2．O％Al合金中的第二相粒子为Ni2A13相，并在锌晶界附近存在网状Zn—A1共晶。Zn．2．0％Ni．1．0％AI合金中的第二相粒子为NiAl相，并有Zn—Ni6相在NiAl相粒子边缘析出，没有Zn-A1共晶出现。而Zn．2．0％Ni-0．5％A1合金中由于Al含量低，在冷却较慢条件下(如l"C／s的空冷)，Zn．Ni6相在已形成的NiAI相上形核

5、生长，将NiAl相包围其中。由于Zn-Ni-A1合金会出现比重偏析现象，同时Zn．Ni．A1合金中形成的高熔篓里矍三奎耋三兰堡圭兰堡丝兰一点Ni．A1相粒子在锌浴中难以溶解，加上Ni．A1相粒子比重轻，易浮于锌浴表面而形成浮渣，从而使镀层表面出现颗粒，影响镀锌质量。zn-Ni—Al合金不适宜用作热镀锌的中间合金。锌浴中Ni和AI的添加应分别采用Zn-Ni和zn-Al中间合金。工业用zn．2．0％Ni和Zn．0．5％Ni合金铸锭各部分的Ni含量不同。铸锭底部Ni含量最高，而铸锭上部Ni含量最低，这是由于Zn-Ni合金锭中的比重偏析造成的。铸锭底部

6、接触铸铁模处，由于冷却速度大，6相粒子很小，形成枝晶结构；铸锭中部冷却速度最小，第二相粒子较大，由上部沉积下来的6相粒子较多；Zn．Ni合金铸锭上部Ni含量偏低，Zn．0．5％Ni合金锭上部Ni含量可降至共晶成分而全部生成离异共晶。分析结果表明：增大冷却速度，有利于减轻Zn-Ni合金铸锭的比重偏析，有利于减小铸锭中第二相粒子的大小，更适于热浸镀锌过程中的使用。关键词锌镍合金；锌镍铝合金；热浸镀锌；凝固；合金组织IIAbstractThispapersystemicallystudiedthesolidificationmicrostructur

7、eofZn-Nialloys∞．1～2．0％，massfraction，thesanaehereinafter)andtheformingconditionsofZn-Niintermetalliccompoundsatdifferentcoolingrates(0，04，1，06and36"C／s)．TheeffectsofAIonthemicrostructureofZn*2。O％NialloyandthefeasibilityofZn-Ni-Almasteralloywerealsodiscussed。Thethemicalcomposi

8、onandmicrostructuresofeachpartoftheZn-Nialloyingotwereinvestigated．Theresul