快速凝固过共晶铝硅合金的微观组织特征及耐磨性研究 - 图文-

1、第30卷第2期摩擦学学报V o.l30N o.2 2010年3月T ri b ology M ar.,2010快速凝固过共晶铝硅合金的微观组织特征及耐磨性研究李继文1,2*,王爱琴1,谢敬佩1,王文焱1,李洛利1,魏世忠1,2(1.河南科技大学材料科学与工程学院,河南洛阳471003;2.河南省耐磨材料工程技术研究中心,河南洛阳471003摘要:利用单辊旋淬快速凝固法制备A l-21S i和A l-30S i过共晶铝硅合金,采用扫描电镜、透射电镜及XRD技术对所制备合金的组织形貌和相结构进行表征.结果表明:快速凝固合金形成微纳米晶组织,晶粒明显细化.A l-21Si过共晶合金凝固组织由羽毛针状

2、(A-A l+B-S i共晶体和雪花状A-A l相组成;快速凝固有效抑制初生硅相的形核与生长,A-A l相领先共晶形核生长,形成微纳米级亚共晶组织.A l-30S i高硅过共晶合金初生硅相细小钝化,初晶Si相显微结构为孪晶形貌,呈典型的过共晶组织特征.快速凝固显著提高了合金的显微度和耐磨性,快速凝固A l-21S i合金的耐磨性是传统铸造合金的5倍.关键词:快速凝固;过共晶铝硅合金;微观组织;微纳米晶;耐磨性中图分类号:TH117.3文献标志码:A文章编号:1004-0595(201002-0111-07M icrostructure andW ear Resist ance of Rapi

3、dlySolidified Hypereutectic A l-Si A ll oysLI Ji-w en1,2*,WANG A i-qin1,X IE Jing-pei1,WANG W en-yan1,LI Luo-li1,W E I Sh i-zhong1,2(1.Co llege of M a ter.Sci.&Eng.H enan Uni versity of Science and T echno logy,Luoyang471003,China2.H enan Engineering Research C enter for W ear R esist anceM ater

4、ials,Luoyang471003,ChinaA bstrac t:R ap i dly so li dified hypereutectic A l-21Si and A l-30Si a ll oys w ere prepared by a si ng l e roller m e lt-sp i nn i ngtechnique.T he m i crostructure and phases of t he a lloys w ere character i zed usi ng scann i ng electron m i croscopy(SE M, trans m i ssi

5、 on electron m i c roscopy(TE Mand X-ray diffracti on(XRD.F i ne g ra i ns w ith a m icro-nano co m pos ite m i crostructure w ere obta i ned by rap i d so li dificati on.T he m icrostructures o f the A l-21Si all oys we re character i zed by pr i m a ry m icro-nanostruc t ured A-A l phase and feat

6、her-needle-li ke A-A l+B-S i eutectic.T he nuc l eation and g row th o f pri m ary silicon w ere e ffecti ve ly i nhibited.A-A l phase had a h i gher prior it y to nuc late and grow t han eutecti c A+S i phase.The hypereutec tic A l-21S i a lloy sho w ed t he hypoeutec tic m icro structure.The pri m

7、 ary S i phases i n A l-30S i a lloy w ere fi ne t w i ns.And t h is m icrostructures w ere a typ i ca l hypereu tecti c m icrostruct ure.M icrohardness and w ea r resistance (.i e.5ti m es as h i gh as tha t of trad iti onal casting all oysof a ll oys w ere g rea tl y i m proved by rap i d l y soli

8、 d ifi cation.K ey word s:rapid soli d ifi cation,hypereutecti c A l-S i a ll oy s,m i crostructure,m icro-nanocrystalline,w ear resistance过共晶铝硅合金具有高耐磨性和低热膨胀系数,是制造热活塞和发动机缸体衬套等精密耐磨部件的优质材料1-2.在普通铸造条件下,由于冷却速度慢,粗大初生硅相的析出破坏了基体的连续性,显R ece i ved20A pril2009,rev ised28O ctober2009,accepted10January2010,avai

9、l able onli ne28M a rch2010. *Correspond i ng author.T e.l:+86-379-64231269,E-m ai:l lj wzq著降低了合金的强度和韧性.对铝合金熔体进行变质处理和过热处理可以改善初生硅相形貌、细化初生硅,但当硅含量太高超过20%(质量百分比时,变质处理和过热处理已无法从根本上消除硅相的不利影响3-5.采用快速凝固技术可以细化组织,得到微纳米晶复合结构,提高合金的强度和塑性6-7.最新的研究表明:与单独的非晶或晶相组织比较,具有微纳米晶、纳米晶或树枝晶/非晶双相结构的金属材料具有非常突出的力学性能,尤其是塑性8-10.冷却速

10、度对过共晶铝硅合金凝固组织形态和性能影响较大,分析快速凝固对合金组织形态的作用机理,对指导实际生产具有重要意义.本文以A l-21Si 和A l -30S i 合金为研究对象,采用SE M 、TE M 和XRD 技术,研究了合金快速凝固的组织特征及其对耐磨性的影响.1 实验部分采用A l-0.3%T i 电解低钛铝合金、99%的多晶硅、纯M g 、A l-49%Cu 合金、A l-10%M n 合金,在氩气保护下真空熔炼得到A l-21S i 和A l-30S i 铸态铝硅合金,试验合金化学成分见表1.快速凝固条带在表1 试验合金成分Tab le 1 The che m ical co mpo

11、sition of the alloys%(w /w A ll oy S i M g Cu M n T i A l A l-21S i 21.000.80 1.500.600.20Ba.l A l-30S i30.000.801.500.500.19Ba.l单辊旋转甩带机上制备,氩气压力0.06MPa ,辊轮直径400mm,转速1600r /m i n .薄带厚度2030L m,宽度510L m .微观组织采用JS M -5610LV 扫描电镜、H -800型透射电镜(TE M 进行检测,用XRD 技术分析相组成和晶格常数变化规律.显微硬度在MH -3显微硬度计上进行,载荷50kg ,保荷时间

12、10s .室温润滑磨损试验在MM -200磨损试验机上进行.试验采用盘块对摩方法,摩擦副40C r 钢.试验条件:室温,变载荷30、50N,圆盘转速200r/m in ,以1114滴/m in 的速度滴注20#机油润滑.试样先预磨5m i n ,设定测试磨损时间为15和30m in ,每次磨损完毕用丙酮清洗试样,电吹风烘干,采用BS210S 型万分之一电光分析天平测量磨损失重.2 结果与讨论2.1 A l-21Si 过共晶合金快速凝固组织图1是A l-21S i 合金快速凝固后微观组织形貌SE M 照片.可以看出:快速凝固后的组织形貌与传统凝固组织相比,不仅晶粒尺寸显著细化,而且组织形貌也发生

13、了彻底变化,合金组织特征表现为大量细小雪花状等轴枝晶,呈典型的亚共晶组织特征,晶粒主要生长方向上的长度仅为1L m 左右,二次臂间距为100200nm,分布均匀.图2示出了快速凝固A l-21Si 试验合金组织透射电镜(TE M 照片及对应选区电子衍射花样.明场像表明合金的相结构为等轴晶和羽毛针列状共晶体组成.等轴晶的相结构为纳米级,对应的电子衍射花样标定为A -A l 相.羽毛针列状共晶体的局部放大TE M 形貌及衍射花样如图3所示,标定结果为(A +Si共晶体,共晶硅结构细小,衍射结果为光滑连续的环,具有明显的多晶特征.与传统凝固过共晶铝硅合金组织相比,快速凝固组织形貌发生了明显变化,组织

14、中无块状初生S i 相.分析认为在快速凝固条件下,合金凝固冷却速度高达106e /s , 使得初112摩 擦 学 学 报第30卷 生硅的扩散、形核和生长受到抑制,致使A -A l 相作为领先相形核生长,组织呈典型的亚共晶组织特征.同时,高的冷却速度使共晶组织得到有效的细化,形成羽毛针列状共晶组织.A l-21Si 合金快速凝固后形成微纳米基内生等轴枝晶的复合组织.快速凝固A l-21S i 合金的X 射线衍射分析结果如图4所示.可以看出,XRD 谱图上除了明显的衍射峰外,还有一些标志非晶特征的微小漫散射峰.经分析标定,这些衍射尖峰由左至右分别很好地对应于(111A 、(220A 、(111B

15、、(220B 、(311A 和(222A .A -A l 相的衍射峰较强,2个B -Si 相的衍射峰较弱.表明高的冷却速度使硅元素过饱和固溶于A -A l 固溶体中,初生硅相的形核和生成受到抑制,A l-21S i 合金快速凝固得到亚共晶组织. 根据XRD 测定的A -A l 相衍射角偏移量计算F i g .4 XRD pa tterns of t he A l-21S i a lloys 图4 A l-21S i 合金的X 射线衍射图A l-21S i 合金中A -A l 对应的晶格常数,其值为014018nm,小于A l-0.2T i 合金快速凝固时晶格常数为0.4045n m 11-12

16、.晶格常数的减小缘于A -A l113第2期李继文,等:快速凝固过共晶铝硅合金的微观组织特征及耐磨性研究固溶体晶格畸变和过饱和固溶体的形成.合金凝固时,高的冷却速度使晶体空位及合金元素固溶度增加,冷却速度越高,畸变量越大,凝固结晶最终引起晶格收缩,晶格常数减小.2.2 A l-30Si 过共晶合金快速凝固组织图5示出了传统凝固和快速凝固A l-30S i 合金的微观组织.与A l-21S i 合金明显不同,快速凝固A l-30S i 合金表现出典型的过共晶组织特征.与传统凝固组织相比,快速凝固高硅铝合金硅相的形态、尺寸和分布都得到了明显的改善.初晶S i 相以及A -A l 枝晶明显细化,Si

17、 相棱角钝化,A -A l 晶界轮廓清晰,块状的初晶S i 相尺寸小于5L m,均匀分布在基体之中.快速凝固使合金熔体具有更高的冷却速度和更大的过冷度,合金熔体在凝固过程中萌生出更多的初生S i 晶核,生长时间很短,合金的微观组织得到显著细化.图6示出了快速凝固A l-30Si 合金透射电镜(TE M 明场像形貌及衍射花样.与A l-21S i 合金相比,组织中存在明显的块状初晶S i 相,且衍射斑点表现为孪晶特征.从图中可以看出衍射斑点沿孪晶面构成镜面对称位向关系.共晶S i 呈粒状,均匀分布在基体之中 .图7为快速凝固A l-30S i 试验合金的XRD 衍射图谱.图谱结果表明A l-30

18、S i 的衍射峰主要由A -A l 和S i 相的衍射峰组成,另外还存在一些微小的散漫峰.与快速凝固A l-21S i 合金相比,快速凝固A l-30S i 合金XRD 谱图上出现的B -Si 衍射峰强度相对增加,这说明A l-30S i 在快速凝固条件下组织中有更多、更明显的Si 相存在,进一步表明快速凝固组织中具有初晶S i 相.快速凝固A l-30Si 合金形成了初生S i 加颗粒状共晶S i 均匀分布于基体的复合组织中.2.3 快速凝固合金的显微硬度及耐磨性传统凝固和快速凝固条件下A l-21S i 和A l-30Si 合金的显微硬度见表2.由表可以看出,快速凝固明显提高合金显微硬度.

19、结合前文分析,导致这一结果的主要原因:一是快速凝固使基体发生过饱和,晶格严重畸变,显微组织大量高密度位错形成,组织内部产生晶格错配强化和位错强化;二是在快速凝固使晶粒细化,组织发生细晶强化.传统凝固和快速凝固条件下A l-21S i 和A l-30S i 合金在室温润滑条件下的磨损结果见表3.对比磨损试验结果可知,A l-21S i 和A l-30S i 合金快速凝固后的耐磨性约为传统金属型的45倍.随着S i 含量的增加,快速凝固高硅铝合金的磨损失重减小,耐磨性提高,快速凝固A l-30S i 合金的耐磨性约为快速凝固A l-21S i 多元合金的1.7倍.不同条件下制备的过共晶硅铝合金的磨

20、损形貌如图8所示.常态凝固条件下的A l-21Si 和A l-30S i 合金,磨损表面除了犁沟磨痕外,还出现一些初生硅相在反复摩擦过程中断裂而发生剥落所形成的剥落坑,剥落坑呈长条状,尺寸较大,磨损机制呈典型的犁沟显微切削和疲劳剥落磨损机制.快速凝固制备合金的磨损表面上只观察到犁沟磨痕,未观察到剥落坑,磨损面更加平整,犁沟磨痕深度浅、宽度小;磨损表面由轻微的光滑承载面和犁沟相间存在,相邻犁沟之间有金属经反复塑性变形和碾压而形成的流变产物,表明快速凝固合金的磨损机制为磨粒磨损和塑性变形磨损.114摩 擦 学 学 报第30卷F i g.7XRD pattern for t he rap i dly

21、 so lidifi ed A l-30Si a lloy图7快速凝固A l-30S i合金XRD谱图表2过共晶硅铝合金的显微硬度Table2M i croharndess of th e hyp ereu tectic A l-S i a lloysA ll oyM icroharnd ess,HVTrad i ti on al soli d ification Rap i d soli d ificati onA l-21S i128.24166.48A l-30S i183.46275.06结合图1和图5,常态凝固条件下过共晶铝硅合金组织由形状不规则的板块状初晶S i相、纤维状的共晶Si

22、及基体组成.板块状初晶Si对合金基体产生严重的割裂作用,在集中应力作用下Si相容易断裂脱落,产生剥落磨损;而且基体强度和硬度较低,磨粒磨损犁沟宽而深,故合金的耐磨性能相对较低,磨损机制为犁沟显微切削和疲劳剥落13-14.快速凝固A l-21Si合金组织为亚共晶组织,硅一部分固溶于A-A l相中,一部分以微纳米级颗粒状或针列状存在于共晶体中,组织致密,晶粒细小达到微纳米级.共晶硅是硬质点相,它的存在增加了铝合金软基体的承载能力,提高了基体的整体硬度和抗磨能力.磨损过程中难以形成硅相脱落,磨损机理发生改变,由犁沟显微切削和疲劳剥落转变为磨粒磨损,耐磨性显著提高.同时,在摩擦过程中过饱和A固溶体可以

23、脱溶大量的硅相,进一步提高合金的耐磨性.快速凝固A l-30S i合金的微观组织为微小的颗粒状或块状的初晶S i相弥散分布于粒状的共晶组织基体上,初晶Si相颗粒尺寸小于5L m,与基体结合牢固,对基体的割裂作用减弱,形成韧性好、强度高的基体上分布着硬质点相的理想的抗磨组织.初晶硅颗粒阻碍了铝基体与摩擦副的直接接触,有利于润115第2期李继文,等:快速凝固过共晶铝硅合金的微观组织特征及耐磨性研究 116 摩 擦 学 学 报 第 30 卷 表 3 过共晶硅铝合金的磨损结果 Tab le 3 W ear m ass of the hyp ereutectic A l- S i a lloys A l

24、loy A l- 21S i ( trad itional sol id ificat ion A l- 21S i ( rap id solid ification A l- 30S i ( trad itional sol id ificat ion A l- 30S i ( rap id solid ification W ear m ass /m g 30 N, 15 m in 3. 00 0. 60 1. 65 0. 35 30 N, 30 m in 3 . 10 0 . 70 1 . 72 0 . 40 50 N, 15 m in 3. 15 0. 75 1. 77 0. 45 5

25、0 N, 30 m in 3 . 30 0 . 90 2 . 08 0 . 60 滑油的进入 , 提高合金的抗磨性能. 由此可知 , 过共晶铝硅合金的微观组织中硅相 尺寸和形状对合金的耐磨性和磨损机制产生很大的 影响. 常规金属型铸造 , 长条状初生硅相导致合金以 大块剥落的机制而产生磨损 , 磨损大 , 耐磨性相对 较低. 快速凝固高硅铝合金的组织为细小的颗粒状 硅分布于基体中, 形成了韧性好、 强度高的基体上 分布着硬的质点相的理想的抗磨组织, 使快速凝固 高硅铝合金具有优良的耐磨性 . A l相、 B- S i相和 ( A+ B 共晶组织竞争选择 . A l21S i合金快速凝固组织中硅

26、相的形核与生长受到抑 制, 初生硅不能析出 , A- A l相领先共晶形核生长, S i相部分过饱和固溶于 A- A l基体中, 形成微纳米 级亚共晶组织 . b . A l- 30Si合金快速凝固后形成初生相为硅 相的过共晶组织, 硅相细小、 钝化, TEM 显微结构表 现为孪晶特征 , 共晶体呈颗粒状, 并且均匀分布在基 体中 . c . 快速凝固显著提高过共晶铝硅合金的耐磨 性, 其磨损机制为磨粒磨损和塑性变形磨损 . 快速凝 3 结论 a . 快速凝固 A l- S i系合金组织中存在着 A- 固 A l- 21Si多元合金的耐磨性约 为金属型铸造合 第 2期 李继文 , 等 : 快速

27、凝固过共晶铝硅合金的微观组织特征及耐磨性研究 7 117 金的 5 倍. 在快速凝固条件下, 随着硅含量的提高 , 合金的耐磨性提高, 快速凝固条件下 A l- 30Si合金 的耐磨性约为 A l- 21Si合金的 1. 7 倍. Yu J , Y ao J P, L i J . A review on the research p rogress of high S i - A l alloys by rap id solidif icat ion /powd er m etallurg ical technology J . H eat T reat m en t Techno logy

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