趙高瞻，許春香，張金山，楊永軍，李文海

(1. 太原理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，太原 030024；2. 中車雙喜輪胎有限公司，清徐 030400)

Al-Mn-Ti-P-Cu及Mg對(duì)過共晶Al-25Si合金組織及耐磨性能的影響

趙高瞻1，許春香1，張金山1，楊永軍1，李文海2

(1. 太原理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，太原 030024；2. 中車雙喜輪胎有限公司，清徐 030400)

采用真空感應(yīng)熔煉爐制備一種新型綠色中間合金 Al-Mn-Ti-P-Cu，并添加金屬 Mg共同作用于過共晶Al-25Si合金，再對(duì)其進(jìn)行適當(dāng)熱處理，最后檢測(cè)實(shí)驗(yàn)效果，分析變質(zhì)、強(qiáng)化、磨損機(jī)制。結(jié)果表明：該中間合金對(duì)組織中粗大的初、共晶硅及α(Al)均有明顯細(xì)化作用；變質(zhì)后，添加適量Mg可將Mg2Si強(qiáng)化相以相對(duì)細(xì)小形態(tài)引入基體，并最終在熱處理后呈顆粒狀均勻彌散分布基體中；隨著組織的細(xì)化以及基體強(qiáng)度和硬度的提高，合金的磨損機(jī)制由磨粒磨損和粘著磨損的混合型磨損轉(zhuǎn)化為單一的磨粒磨損，同時(shí)磨損質(zhì)量損失降幅達(dá)46.6%，從而獲得一種較理想的高強(qiáng)耐磨活塞材料。

過共晶高硅鋁合金；Al-Mn-Ti-P-Cu中間合金；Mg；變質(zhì)；磨損機(jī)理

在鑄造材料中，鋁合金的應(yīng)用范圍僅次于黑色金屬，位居第二位，而其中的鋁硅合金用量又占鋁合金總產(chǎn)量的 85%～90%。鋁硅合金具有密度及熱膨脹系數(shù)小、體積穩(wěn)定性好、鑄造性能優(yōu)良、鑄件成本低等優(yōu)點(diǎn)，并已成為制造業(yè)中最受重視的結(jié)構(gòu)材料之一，特別是應(yīng)用于活塞材料中。作為一種重要的活塞合金，它從成分選擇上經(jīng)歷了由亞共晶，如美國(guó)的 SAE332和日本的AC8B，到共晶，如ZL108和ZL109，再到過共晶，如ZL117和AC9A的發(fā)展過程。過共晶型目前在活塞方面的應(yīng)用還相對(duì)較少，但隨著高功率及增壓內(nèi)燃機(jī)輕量化的推進(jìn)，它必將在航空航天、船舶及汽車制造業(yè)等領(lǐng)域獲得更廣泛的應(yīng)用[1?3]。

常用的過共晶型鋁硅合金中硅含量一般在22%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))以下，相對(duì)較易變質(zhì)細(xì)化，硅含量高于此區(qū)間的該類合金雖然有更多的過固溶態(tài)硅以初、共晶硅形式存在，導(dǎo)致上述密度、熱膨脹系數(shù)等優(yōu)勢(shì)更加明顯，但同時(shí)這些硅相也更粗大，對(duì)材料的力學(xué)性能和切削加工性能損害更嚴(yán)重，尤其是惡化其塑性及耐磨性，故細(xì)化變質(zhì)難度更大[1,4]。

為保持鋁硅合金的固有優(yōu)勢(shì)，并大幅改善其力學(xué)性能，近年來，研究者在過共晶高硅鋁合金變質(zhì)細(xì)化方面做了大量工作，重點(diǎn)在開發(fā)新的變質(zhì)劑上，并取得了一定的成果。但對(duì)絕大多數(shù)已開發(fā)變質(zhì)劑來說，或只能變質(zhì)初晶硅，對(duì)共晶硅和α(Al)無作用，或只注重變質(zhì)，不注重強(qiáng)化，或污染嚴(yán)重，操作不便，亦或價(jià)格昂貴不宜推廣，均不能真正有效得到應(yīng)用以改善合金的組織及耐磨性能[2,5]。

本文作者選取硅含量為 25%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的典型高硅鋁合金Al-25Si，采用一種新型綠色中間合金變質(zhì)劑對(duì)其進(jìn)行變質(zhì)，并添加適量其他合金元素進(jìn)一步作用，以期獲得良好的組織細(xì)化與強(qiáng)化效果，并較大幅度地改善合金的耐磨性能，使高硅含量的優(yōu)勢(shì)得到充分發(fā)揮，滿足高功率及增壓內(nèi)燃機(jī)的需求。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 試驗(yàn)材料

主要試驗(yàn)材料有工業(yè)純鋁、純鎂、金屬錳，海綿鈦、1號(hào)結(jié)晶硅和 Cu-13%P(質(zhì)量分?jǐn)?shù))中間合金等。Al-25Si合金用工業(yè)純鋁和結(jié)晶硅按比例采用低溫加硅法[6]在坩堝電阻爐中制得，Al-Mn-Ti-P-Cu中間合金(以下簡(jiǎn)稱中間合金)用定量的鋁、錳、鈦與Cu-13%P(質(zhì)量分?jǐn)?shù))中間合金在氬氣保護(hù)下于真空感應(yīng)熔煉爐中熔煉得到。

1.2 試驗(yàn)方法及設(shè)備

把一定量的鑄態(tài)過共晶Al-25Si合金(標(biāo)記為合金1)放入石墨坩堝，于700 ℃保溫熔化后升溫至880 ℃，將 4%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的中間合金破碎至顆粒狀并用鋁箔包裹投入熔體中，均勻攪拌后覆蓋并合爐保溫20 min。再降溫至770 ℃，加入1.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的鎂(鋁箔包好并已預(yù)熱至 200 ℃)，攪至全熔，隨后在該溫度用0.4%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的C2Cl6除氣精煉，靜置3～5 min后扒渣澆注(標(biāo)記所得鑄態(tài)試樣為合金3)。取所得鑄態(tài)合金于T6條件下熱處理，工藝為510 ℃固溶處理6 h，60～90 ℃水淬，時(shí)效溫度為210 ℃，保溫10 h后出爐空冷至室溫(所得熱處理后試樣標(biāo)記為合金4)。為了同時(shí)進(jìn)行另一組對(duì)比實(shí)驗(yàn)：加入中間合金后不加鎂直接精煉澆注，其他工藝不變(標(biāo)記所得鑄態(tài)試樣為合金2)。最后磨制金相，用Keller試劑(0.5%HF+1.5%HCl+2.5%HNO3+95.5%蒸餾水，體積分?jǐn)?shù))腐蝕并觀察組織，進(jìn)行磨損及相關(guān)性能測(cè)試。

在本實(shí)驗(yàn)過程中，首先在其他工藝相同的條件下，以不同含量的 Al-Mn-Ti-P-Cu中間合金分別變質(zhì)Al-25Si合金，通過對(duì)比組織細(xì)化效果，選定最佳變質(zhì)劑添加量4%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))；并在此基礎(chǔ)上將不同含量的Mg加入已用 4%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))中間合金變質(zhì)的 Al-25Si合金，選定最佳Mg添加量1.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，原則是在保證組織中各相不粗化的前提下使硬度盡量高。實(shí)驗(yàn)中各合金試樣編號(hào)及其對(duì)應(yīng)的工藝步驟如表1所列。

表1 各合金的工藝步驟Table 1 Processing steps of alloys

試驗(yàn)過程中熔體用自制覆蓋劑(45%NaCl+45%KCl+10%Na3AlF6，質(zhì)量分?jǐn)?shù))覆蓋，采用金屬型模具澆注，澆注前預(yù)熱至 200 ℃。觀察組織用Neophot-Ⅱ金相顯微鏡，金相照片及初晶硅粒度通過OLYMPUS?GX71研究級(jí)倒置金相系統(tǒng)顯微鏡獲得，分析微區(qū)化學(xué)成分及物相用 Oxford型能量色散譜儀(EDS)和Y?2000型X射線衍射分析儀(XRD)。磨損試驗(yàn)在 ML?10型銷?盤式磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行(銷 d 6 mm×20 mm，轉(zhuǎn)速0.1 m/s，滑行距離21 m，載荷20 N，6號(hào)水砂紙作為對(duì)磨面)，并用 JSU?6700掃描電鏡觀察磨損面。硬度用HB?3000A硬度計(jì)測(cè)定，抗拉強(qiáng)度測(cè)試在DNS100型電子萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。

2 結(jié)果與分析

2.1 Al-Mn-Ti-P-Cu中間合金的成分及顯微組織

試驗(yàn)所需的中間合金最終成分如表2所列。

圖1所示為中間合金的顯微組織SEM像、XRD譜及主要相的EDS分析。由圖1可見，中間合金中的物相較多，主要相組成為Al3Ti、Al2Cu、AlP、Al4Mn及α(Al)，分別對(duì)應(yīng)于圖1中位置A～E，另外還可能存在部分多元相。觀察 SEM 形貌可見，中間合金基體為大面積分布的Al4Mn相，其間分布有塊狀的Al3Ti相、α(Al)相以及顆粒狀的AlP相，骨骼狀的Al2Cu相積聚分布于α(Al)相邊界附近。

表2 Al-Mn-Ti-P-Cu中間合金的化學(xué)成分Table 2 Chemical composition of Al-Mn-Ti-P-Cu master alloy (mass fraction, %)

2.2 Al-Mn-Ti-P-Cu中間合金及Mg對(duì)Al-25Si合金組織的影響

圖2所示為試驗(yàn)過程中所得各試樣下的顯微組織。圖2(b)中標(biāo)識(shí)A～D所示物相分別為初晶硅、共晶硅、α(Al)及 Mg2Si。

未變質(zhì)的過共晶Al-25Si合金組織主要由初晶硅、共晶硅和 α(Al)組成，如圖2(a)、(a′)，初晶硅呈粗大的塊狀或五瓣星狀，形狀不規(guī)則且分布不均勻，尖角較多，內(nèi)部存在大量缺陷，平均尺寸在250 μm左右，共晶硅呈凌亂分布的長(zhǎng)針狀，α(Al)同樣粗大，鑲嵌于硅相間隙中。加入中間合金后所得的合金2(見圖2(b)、(b′))組織明顯細(xì)化，分布也較均勻。初、共晶硅尺寸均明顯減小，初晶硅轉(zhuǎn)化為細(xì)小的多邊形塊狀，部分向球形過渡，共晶硅轉(zhuǎn)化為圖示的纖維狀或短桿狀，α(Al)細(xì)化至不易分辨。先后添加中間合金及鎂所得的合金3，如圖2(c)、(c′)所示，初晶硅基本保持了合金2的形貌，共晶硅略有粗化趨勢(shì)，呈粗針狀。在此基礎(chǔ)上產(chǎn)生了新的增強(qiáng)相(圖2(c′)D)，經(jīng)EDS檢測(cè)(見圖3)為 Mg2Si，呈不規(guī)則的顆粒狀或小骨骼狀，分散在基體上。對(duì)合金3進(jìn)行T6熱處理后的合金4組織如圖2(d)和(d′)所示，熱處理消除了鑄造過程中形成的硅相邊緣尖角，愈合了組織缺陷，初晶硅變得更加圓整均勻(見圖2(d′)中的 A)，經(jīng)GX71金相顯微鏡測(cè)試，尺寸達(dá) 13.09 μm，如圖4；共晶硅(見圖2(d′)中的 B)形貌改觀較大，呈顆粒狀或短棒狀，?；Ч黠@，球化率提高；Mg2Si則轉(zhuǎn)化為細(xì)小的顆粒狀(見圖2(d′)中的D)。綜合對(duì)比可見，本研究工藝方法在組織優(yōu)化方面效果明顯：可同時(shí)細(xì)化初、共晶硅及α(Al)，并能將Mg2Si相以顆粒狀彌散加入其間。

圖1 Al-Mn-Ti-P-Cu中間合金的SEM像、XRD譜及EDS分析Fig.1 SEM images((a), (b)), XRD pattern(c) and EDS analysis(d) of Al-Mn-Ti-P-Cu master alloy

圖2 合金1、2、3、4的顯微組織Fig.2 Microstructures of alloys 1, 2, 3 and 4: (a), (a′) Alloy 1; (b), (b′) Alloy 2; (c), (c′) Alloy 3; (d), (d′) Alloy 4

圖3 合金3的SEM像及Mg2Si相的EDS分析Fig.3 SEM image of alloy 3 and EDS analysis of Mg2Si

圖4 合金4初晶硅的粒度分布Fig.4 Grain distribution of primary Si in alloy 4

2.3 Al-Mn-Ti-P-Cu中間合金及Mg對(duì)Al-25Si合金磨損及相關(guān)性能的影響

組織決定性能，試驗(yàn)得到的終態(tài)組織是一種軟基體(α(Al)相硬度為60～100 HV)上彌散分布有3種粒度較小、圓整度較高的硬質(zhì)點(diǎn)(硅相硬度為1 000～1 300 HV、Mg2Si相460 HV)的較理想材料，可以預(yù)見其耐磨性能必然有較大改善，為此進(jìn)行了磨損及其他相關(guān)性能的測(cè)試。

圖5所示為試驗(yàn)合金1、2、3、4的室溫抗拉強(qiáng)度及耐磨性能的對(duì)比。由圖5可見，隨著Al-25Si合金中依次加入中間合金和Mg以及進(jìn)行熱處理，合金的強(qiáng)度逐步提高，從變質(zhì)前的95 MPa提升至熱處理后的293 MPa，而磨損質(zhì)量損失則隨二者的提高呈現(xiàn)相反的趨勢(shì)，從19.3 mg逐步遞減至10.3 mg，降幅達(dá)46.6%。可見，中間合金、Mg及熱處理能通過不同機(jī)制對(duì)合金的性能分別起到改善作用，合金各性能的提升是它們共同作用的結(jié)果。并且可以推斷，合金耐磨性能的好壞與其強(qiáng)度的高低存在著一定的關(guān)聯(lián)。

圖5 合金1、2、3、4不同力學(xué)性能的對(duì)比Fig.5 Comparsion of mechanical properties of alloys 1, 2, 3 and 4

3 結(jié)果與分析

3.1 組織細(xì)化機(jī)理分析

中間合金自身含有較多的AlP化合物顆粒(見圖1中C點(diǎn))，它因熔點(diǎn)較高(1 060 ℃)且不易分解燒損，加入高溫合金熔體后通過攪拌能迅速擴(kuò)散開。AlP與Si均為立方晶格(Si為金剛石型，AlP為閃鋅礦型)，且晶格常數(shù)相近(Si的為 0.543 nm，AlP的為 0.546 nm)，最小原子間距也很接近(Si的為0.244 nm，AlP的為0.256 nm)，依據(jù)共格對(duì)應(yīng)原則，彌散的AlP相可作為初晶硅結(jié)晶的異質(zhì)核心，使其細(xì)化[4]。

中間合金中的Al3Ti相，由于與α(Al)在晶體學(xué)上有一致性，符合結(jié)構(gòu)和尺寸相似原則，發(fā)生如下包晶反應(yīng)：

包晶反應(yīng)使其細(xì)化。同時(shí)，熔體中Mn和Cu等元素的存在則降低了 Al-Ti包晶反應(yīng)的溫度及鈦的溶解度，使包晶點(diǎn)向低鈦方向偏移，導(dǎo)致較少游離鈦條件下，反應(yīng)仍可進(jìn)行，從而進(jìn)一步細(xì)化 α(Al)[7?8]。另外，α(Al)的細(xì)化還可能跟成分過冷引起的非自發(fā)形核以及Ti對(duì)晶粒生長(zhǎng)的抑制作用有關(guān)[9]。上述反應(yīng)共同作用下，α(Al) 的化學(xué)位發(fā)生改變，共晶凝固時(shí)的形核和生長(zhǎng)能力變強(qiáng)，共晶生長(zhǎng)的領(lǐng)先相由變質(zhì)前的硅相轉(zhuǎn)變?yōu)樽冑|(zhì)后的鋁相。由于共晶硅總是與α(Al)協(xié)同生長(zhǎng)并在其晶體間隙中析出和長(zhǎng)大[10]，共晶硅的大小必然受到 α(Al)尺寸的影響。Al細(xì)化后，共晶硅生長(zhǎng)遭受的阻力必然加大，尺寸隨之減小，成長(zhǎng)為圖2(b′)中所示的纖維狀或短桿狀。

通常情況下，Mg加入過共晶Al-Si合金是在變質(zhì)細(xì)化前，此時(shí)硅相較粗大，加入后常形成粗大的漢字狀或網(wǎng)狀Mg2Si相，增加了變質(zhì)細(xì)化的工作量和難度，如常用的Al-Si-Mg合金，而本試驗(yàn)采用的工藝是先細(xì)化變質(zhì)硅相而后再添加鎂。原因主要有如下兩點(diǎn)：首先，Mg2Si相與共晶硅間存在著附著生長(zhǎng)關(guān)系，二者同為面心立方晶格，且硅片的側(cè)面為低能面{111}[11?12]，故結(jié)晶過程中Mg2Si可在共晶硅片側(cè)面形核和生長(zhǎng)。在已細(xì)化后的 Al-Si合金中，纖維狀共晶硅的側(cè)面不再為Mg2Si相形核提供基底，導(dǎo)致其形核困難，生長(zhǎng)受到抑制；其次，中間合金變質(zhì)硅相的同時(shí)，部分 AlP相殘留下來，它們的存在同樣可以被Mg2Si相用作形核質(zhì)點(diǎn)，使其一定程度上粒化[13]，最終成長(zhǎng)為顆粒狀或小骨骼狀(見圖2(c′)中的 D)。正因?yàn)槿绱?，本研究?Mg加入量才突破了通常的0.4%～0.7%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))[14]這一范圍限制，達(dá)到了1.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，這樣 Mg的強(qiáng)化作用就能不受約束地充分發(fā)揮出來。

在熱處理過程中，隨著溫度的升高和固溶時(shí)間的延長(zhǎng)，鑄造階段形成的初晶硅邊沿尖角部位、未?；腗g2Si及針狀共晶硅局部逐漸熔化并包覆于固相表面，加之?dāng)U散運(yùn)動(dòng)帶來的物質(zhì)遷移及均勻化作用，導(dǎo)致初晶硅邊沿尖角鈍化或消失，形狀更加圓整、均勻化，而Mg2Si和共晶硅則因雷利(Rayleigh)形狀失穩(wěn)[13]而熔斷并向球形過渡，最終以顆粒狀、短棒狀析出；同時(shí)α(Al)維持了熱處理前的細(xì)小狀。

中間合金加入后殘留的Al2Cu相、添加Mg后產(chǎn)生的Mg2Si及可能產(chǎn)生的T(Al12Mn2Cu)、S(Al2CuMg)、W(AlxMg5Si4Cu4)等新相多為高溫相，在α固溶體中溶解度隨溫度的變化而變化，高溫條件下較穩(wěn)定[15]，它們?cè)诟邷厝垠w中的長(zhǎng)時(shí)間彌散存在，可以有效減緩因溫度較高 Al3Ti容易積聚沉降而引起的組織粗化，保證變質(zhì)的長(zhǎng)效性。

3.2 耐磨性能改善機(jī)理分析

圖6所示為各合金試樣經(jīng)磨損后的磨面掃描圖。圖6中A～D所示分別為合金表面磨損后產(chǎn)生的犁溝磨痕、剝落坑以及磨屑。由圖6可以看出，未變質(zhì)合金的磨損面大面積分布著形狀不規(guī)則且較深的剝落坑，基體粘著點(diǎn)斷裂或硅相剝落后產(chǎn)生的磨屑呈較大塊狀附著于表面，犁溝磨痕寬而深，切削作用引起的基體塑變流動(dòng)較明顯，為典型的磨粒磨損和粘著磨損的混合型磨損機(jī)制；而隨著中間合金和Mg的加入以及熱處理的進(jìn)行，剝落坑及磨屑逐漸變小并最終基本消失，磨痕變得窄而淺，分布趨于均勻，磨損面相對(duì)平整，表現(xiàn)為近乎單一的磨粒磨損機(jī)制。

材料磨損實(shí)質(zhì)上是工件接觸面與亞表面因分別受到各自表面產(chǎn)生的赫茲應(yīng)力和切應(yīng)力而引起的材料損傷。對(duì)于本研究中的合金而言，當(dāng)赫茲應(yīng)力和最大切應(yīng)力超過硅相(主要是初晶硅)本身所能承受的切應(yīng)力、α(Al)基體自身的屈服強(qiáng)度或者硅相與 α(Al)基體的結(jié)合強(qiáng)度時(shí)，合金即發(fā)生受磨破壞。

前人研究已經(jīng)證實(shí)，過共晶 Al-Si合金要具有良好的耐磨性能，很大程度取決于合金組織中硬質(zhì)硅相的形態(tài)、大小、數(shù)量以及分布。變質(zhì)前硅相粗大且不規(guī)則，尖角較多，且內(nèi)部存在大量形狀大小方向各異的裂紋、縮孔等缺陷[16]。初晶硅內(nèi)部及邊界處裂紋擴(kuò)展的臨界應(yīng)力(σc)可以由著名的格里菲斯(Griffith)裂紋失穩(wěn)臨界條件來表征[17]：

圖6 合金1、2、3、4的磨損表面形貌Fig.6 Wear surface micrographs of alloys 1, 2, 3 and 4: (a) Alloy 1; (b) Alloy 2; (c) Alloy 3; (d) Alloy 4

式中：E為顆粒的彈性模量；a為顆粒內(nèi)部及邊界處的裂紋半長(zhǎng)；γ為顆粒單位面積的表面斷裂能。未變質(zhì)合金磨損面在受到外部壓力及摩擦力作用時(shí)，初晶硅邊沿尖角及裂紋邊緣部位將產(chǎn)生應(yīng)力集中現(xiàn)象，當(dāng)其中任何一點(diǎn)的應(yīng)力達(dá)到臨界值時(shí)，裂紋便開始在粗大初晶硅內(nèi)部及其與 α(Al)基體的結(jié)合處萌生并沿結(jié)合面擴(kuò)展，從而降低了二者的結(jié)合強(qiáng)度[18]，導(dǎo)致初晶硅不能承受外加載荷或摩擦力而向較軟的鋁基體滑移或從基體上剝落，留下圖6(a)中B所示的大面積分布、形狀不規(guī)則且較深的剝落坑，嚴(yán)重破壞合金的耐磨性能。同時(shí)，由于硅相粗大，接觸面間剝落的硅塊(如圖6(a))相應(yīng)較大，又不能及時(shí)排出，必然進(jìn)一步切削較軟的α(Al)基體，加劇磨損程度。相反，變質(zhì)處理后的初晶硅細(xì)小圓整，牢固地鑲嵌在基體中，表面尖角鈍化，內(nèi)部基本上不存在裂紋等缺陷[16]，單位表面斷裂能γ增大而裂紋半長(zhǎng)減小，由式(2)可知，已變質(zhì)合金中無缺陷的細(xì)小初晶硅所能承受的裂紋擴(kuò)展臨界應(yīng)力σc將比未變質(zhì)合金中有缺陷的粗大初晶硅的高。在相同磨損力作用下，前者更難斷裂剝落。另一方面，易吸附應(yīng)力導(dǎo)致脆斷的長(zhǎng)針狀共晶硅變質(zhì)后?；己?，與基體結(jié)合緊密，同樣不易斷裂剝落。即便有細(xì)小剝落硅產(chǎn)生，受磨后轉(zhuǎn)化為磨屑(見圖6(d))，不但對(duì)基體切削作用減弱，而且有潤(rùn)滑磨損面的作用，耐磨性能必然有較大提升。

根據(jù)摩擦學(xué)理論，理想的耐磨材料常具有的特征是在軟基體上彌散分布著大量細(xì)小、圓整的硬質(zhì)點(diǎn)。摩擦發(fā)生時(shí)，硬質(zhì)點(diǎn)起到了耐磨和支撐作用，且硬度越高越明顯；軟基體可以減小對(duì)磨面對(duì)硬質(zhì)點(diǎn)的沖擊，延緩剝落硅的產(chǎn)生，抑制磨屑在摩擦力作用下的移動(dòng)范圍，提高摩擦表面的自修復(fù)能力，但太軟則易發(fā)生變形撕裂并被切削破壞掉[19]。本研究工藝雖不能改變硬質(zhì)硅相及Mg2Si的硬度，但通過適當(dāng)提高基體強(qiáng)、硬度，同樣能達(dá)到改善合金耐磨性能的目的。前人研究已經(jīng)證實(shí)，鋁硅合金強(qiáng)度和硬度的改善主要是通過基體強(qiáng)化來實(shí)現(xiàn)，單純細(xì)化硅相效果不明顯。如圖5所示，在實(shí)驗(yàn)過程中，合金的強(qiáng)度和硬度逐步提升，而耐磨性能也隨之顯著改善，基體強(qiáng)化在其中起到了主要作用，究其原因，主要有以下幾方面。首先，試驗(yàn)過程中隨著中間合金的加入，α(Al)得到細(xì)化，對(duì)強(qiáng)度和硬度有一定的改善，但效果有限，由圖6(b)可見，磨痕依然較深。其次，Mg是能使Al固溶強(qiáng)化率最大的合金化元素，它的電負(fù)性低，具有較強(qiáng)的界面吸附作用，加入合金熔體后將與熔體中部分游離態(tài)的 Cu和Mn等原子一起，參與到合金化過程中，產(chǎn)生較強(qiáng)的固溶強(qiáng)化作用。另外，如圖2(c′)、(d′)所示，Mg加入后形成的Mg2Si相，連同共晶硅經(jīng)熱處理后以細(xì)小硬質(zhì)顆粒狀彌散分布在鋁基體中，通過沉淀強(qiáng)化作用間接提高了軟基體的硬度，增加了它的承載能力。最后，熱處理除了通過擴(kuò)散運(yùn)動(dòng)消除偏析、愈合缺陷，改善合金元素富集狀態(tài)來提高性能外，還在基體中產(chǎn)生了大量彌散分布的細(xì)小硅質(zhì)點(diǎn)以及與母相共格或部分共格的GP區(qū)或過渡沉淀相(如Mg2Si的過渡相β′，Al2Cu的過渡相θ′和θ″等)，進(jìn)一步促使基體強(qiáng)硬化。α(Al)基體強(qiáng)度的改善，可以有效地阻礙裂紋在其中的擴(kuò)展，減少接觸點(diǎn)焊合形成的可能性，根據(jù)摩擦能量理論，磨損過程中基體塑變抗力增大，所受對(duì)磨面及剝落硅的變形撕裂及切削破壞作用必然減??；而硬度改善后，根據(jù)其與磨損體積的反比例關(guān)系[20]，基體流變損耗將逐漸減小，粘著磨損現(xiàn)象逐漸消失，磨損機(jī)制隨之轉(zhuǎn)化為近乎單一的磨粒磨損機(jī)制。

4 結(jié)論

1) Al-Mn-Ti-P-Cu中間合金加入Al-25Si合金熔體中以后，可以起到同時(shí)細(xì)化初、共晶硅及α(Al)的三重變質(zhì)作用，效果顯著且無污染，是一種新型綠色高效的中間合金變質(zhì)劑。

2) 中間合金變質(zhì)之后添加Mg，可引入Mg2Si強(qiáng)化相并避免其生長(zhǎng)為粗大漢字狀，增加 Mg量至1.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時(shí)，大幅提高基體強(qiáng)度、硬度，獲得最佳固溶、沉淀強(qiáng)化效果。最終使Mg2Si相與原有硅相在熱處理后均以更為細(xì)小、圓整形態(tài)均勻彌散形態(tài)分布于基體中，獲得一種組織較理想的耐磨材料。

3) 組織優(yōu)化的同時(shí)，合金耐磨性能明顯改善，磨損機(jī)制由磨粒磨損加粘著磨損的混合型磨損轉(zhuǎn)化為單一的磨粒磨損，同時(shí)磨損質(zhì)量損失相對(duì)原始合金降幅達(dá) 46.6%，組織的細(xì)化和基體強(qiáng)度、硬度的提高是其改善的主要原因。

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Effect of Al-Mn-Ti-P-Cu and Mg on microstructure and wear resistance of hypereutectic Al-25Si alloy

ZHAO Gao-zhan1, XU Chun-xiang1, ZHANG Jin-shan1, YANG Yong-jun1, LI Wen-hai2
(1. College of Material Science and Engineering, Taiyuan University of Technology, Taiyuan 030024, China;2. Chonche Auto Double Happiness Tyre Co. Ltd., Qingxu 030400, China)

The hypereutectic Al-25Si alloy was processed by a new type of green master alloy Al-Mn-Ti-P-Cu prepared in vacuum induction smelting furnace, together with some Mg. Then, the alloy was heat-treated, and different testing means were used to detect the experimental effects and its modification, strengthening and wear mechanisms were discussed. The results show that this master alloy has significant refining effects on the coarse primary Si, eutectic Si and α(Al), and adding Mg after modification can bring Mg2Si precipitate phase into the matrix, which becomes even more uniform and dispersive granules after further heat treatment. With the refinement of microstructures and enhancement of strength and hardness of the matrix, the wear mechanism is changed from both abrasive and adhesive wear to only abrasive wear, and meanwhile, its wear loss is reduced by up to 46.6%. Finally, a kind of ideal high-strength and wear-resisting piston material can be obtained.

hypereutectic high-silicon aluminum alloy; Al-Mn-Ti-P-Cu master alloy; Mg; modification; wear mechanism

TG146.2

A

1004-0609(2011)12-3002-09

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(50571073)；山西省自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(20051052，2009011028-3)；國(guó)家科技部—科技人員服務(wù)企業(yè)行動(dòng)資助項(xiàng)目(2009GJA30022)

2010-11-18；

2011-03-28

許春香，教授，博士；電話：0351-6010021；E-mail: xuchunxiang2004@126.com

(編輯 李艷紅)