工程科学学报，第39卷，第2期：222-231,2017年2月 Chinese Journal of Engineering,Vol.39,No.2:222-231,February 2017 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2017.02.009;http://journals.ustb.edu.cn Mn元素对过流冷却过共晶Al-22Si-2Fe-xMn合金显 微组织及耐磨性的影响 王秋平13)，李璐123)，周荣锋123)四，蒋业华13)，周荣) 1)昆明理工大学材料科学与工程学院，昆明6500932)昆明理工大学分析测试研究中心，昆明650093 3)金属先进凝固成形及装备技术国家地方联合工程实验室，昆明650093 ☒通信作者，E-mail:zhourfchina@hotmail.com 摘要采用常规铸造和分段式倾斜板过流冷却铸造工艺制备A-22Si-2F-xMn合金，研究表明：过流冷却制备工艺能够改 善初生Si形貌及尺寸，但对针状富F相作用有限.利用扫描电镜，X射线衍射及透射电镜等手段分析过流冷却条件下M元 素添加对富Fe相晶体结构的影响，通过摩擦磨损实验研究不同M/Fe质量比的过共晶A-Si合金的硬度及耐磨损性能.结 果表明：随着过流冷却铸造过共晶Al-Si合金中M/Fe质量比增加，合金中四方结构的长针状富Fe相逐渐减少直至基本消 失，当Mn/Fe质量比为0.7时，富Fe相主要为六方结构的块状或鱼骨状a-Als(Fe,Mn),Si2相，此时，合金耐磨性较未添加 M如元素时有所提升，磨损机制以磨料磨损方式为主 关键词铝硅铁合金；过流冷却；过共晶合金；显微组织；耐磨性 分类号TG27 Effect of Mn element on the microstructure and wear resistance of hypereutectic Al-22Si-2Fe-xMn alloys produced by inclined cooling WANG Qiu-ping,LI L),ZHOU Rong-feng,JIANG Ye-hua,ZHOU Rong 1)School of Materials Science and Engineering,Kunming University of Seience and Technology,Kunming 650093.China 2)Research Center for Analysis and Measurement,Kunming University of Science and Technology,Kunming 650093.China 3)National Local Joint Engineering Laboratory of Advanced Metal Solidification Forming and Equipment Technology,Kunming 650093,China Corresponding author,E-mail:zhourfchina@hotmail.com ABSTRACT Al-22Si-2Fe-xMn alloys were prepared by conventional casting and a segment-based inclined cooling plates.It is shown that inclined cooling preparation technology can improve the morphology and size of primary Si,but has limited effect on the needle-shaped Fe-rich phase.The effect of Mn addition on the crystal structure of Fe-rich phase under the condition of inclined cooling was analyzed by scanning electron microscopy (SEM),X-ray diffraction (XRD)and transmission electron microscopy (TEM).The hardness and wear resistance of hypereutectic Al-Si alloys with different Mn/Fe mass ratios were also researched by friction and wear test.Results indicate that long needle-shaped Fe-rich phase of tetragonal structure decreases gradually and disappears basically in al- loys as the Mn/Fe mass ratio increases by inclined cooling casting hypereutectic Al-Si alloys.When the Mn/Fe mass ratio is 0.7,Fe- rich phase is mainly hexagonal structure block-shaped or fishbone-shaped a-Als(Fe,Mn)3Si phase.By the time,the wear resist- ance is enhanced compared with no Mn element addition.The wear mechanism gives priority to abrasive wear manner. KEY WORDS aluminum silicon iron alloys;inclined cooling;hypereutectic alloys;microstructure;wear resistance 收稿日期：2016-04-18 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51505205,51261011)：昆明理工大学自然科学研究基金资助项目(20159X9):云南省教育厅科学研 究基金资助项目(2015Y058):昆明理工大学学生课外学术科技创新基金资助项目(2015YB011)
工程科学学报,第 39 卷,第 2 期:222鄄鄄231,2017 年 2 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 39, No. 2: 222鄄鄄231, February 2017 DOI: 10. 13374 / j. issn2095鄄鄄9389. 2017. 02. 009; http: / / journals. ustb. edu. cn Mn 元素对过流冷却过共晶 Al鄄鄄22Si鄄鄄2Fe鄄鄄 xMn 合金显 微组织及耐磨性的影响 王秋平1,3) , 李 璐1,2,3) , 周荣锋1,2,3) 苣 , 蒋业华1,3) , 周 荣3) 1) 昆明理工大学材料科学与工程学院, 昆明 650093 2) 昆明理工大学分析测试研究中心, 昆明 650093 3) 金属先进凝固成形及装备技术国家地方联合工程实验室, 昆明 650093 苣 通信作者, E鄄mail: zhourfchina@ hotmail. com 收稿日期: 2016鄄鄄04鄄鄄18 基金项目: 国家自然科学基金资助项目(51505205, 51261011);昆明理工大学自然科学研究基金资助项目(20159X9);云南省教育厅科学研 究基金资助项目(2015Y058);昆明理工大学学生课外学术科技创新基金资助项目(2015YB011) 摘 要 采用常规铸造和分段式倾斜板过流冷却铸造工艺制备 Al鄄鄄22Si鄄鄄2Fe鄄鄄xMn 合金,研究表明:过流冷却制备工艺能够改 善初生 Si 形貌及尺寸,但对针状富 Fe 相作用有限. 利用扫描电镜、X 射线衍射及透射电镜等手段分析过流冷却条件下 Mn 元 素添加对富 Fe 相晶体结构的影响,通过摩擦磨损实验研究不同 Mn / Fe 质量比的过共晶 Al鄄鄄 Si 合金的硬度及耐磨损性能. 结 果表明:随着过流冷却铸造过共晶 Al鄄鄄 Si 合金中 Mn / Fe 质量比增加,合金中四方结构的长针状富 Fe 相逐渐减少直至基本消 失,当 Mn / Fe 质量比为 0郾 7 时,富 Fe 相主要为六方结构的块状或鱼骨状 琢鄄Al 15 (Fe,Mn)3 Si 2 相,此时,合金耐磨性较未添加 Mn 元素时有所提升,磨损机制以磨料磨损方式为主. 关键词 铝硅铁合金; 过流冷却; 过共晶合金; 显微组织; 耐磨性 分类号 TG27 Effect of Mn element on the microstructure and wear resistance of hypereutectic Al鄄鄄22Si鄄鄄2Fe鄄鄄 xMn alloys produced by inclined cooling WANG Qiu鄄ping 1,3) , LI Lu 1,2,3) , ZHOU Rong鄄feng 1,2,3) 苣 , JIANG Ye鄄hua 1,3) , ZHOU Rong 3) 1) School of Materials Science and Engineering, Kunming University of Science and Technology, Kunming 650093, China 2) Research Center for Analysis and Measurement, Kunming University of Science and Technology, Kunming 650093, China 3) National & Local Joint Engineering Laboratory of Advanced Metal Solidification Forming and Equipment Technology, Kunming 650093, China 苣 Corresponding author, E鄄mail:zhourfchina@ hotmail. com ABSTRACT Al鄄鄄22Si鄄鄄2Fe鄄鄄 xMn alloys were prepared by conventional casting and a segment鄄based inclined cooling plates. It is shown that inclined cooling preparation technology can improve the morphology and size of primary Si, but has limited effect on the needle鄄shaped Fe鄄rich phase. The effect of Mn addition on the crystal structure of Fe鄄rich phase under the condition of inclined cooling was analyzed by scanning electron microscopy (SEM), X鄄ray diffraction (XRD) and transmission electron microscopy (TEM). The hardness and wear resistance of hypereutectic Al鄄鄄Si alloys with different Mn / Fe mass ratios were also researched by friction and wear test. Results indicate that long needle鄄shaped Fe鄄rich phase of tetragonal structure decreases gradually and disappears basically in al鄄 loys as the Mn / Fe mass ratio increases by inclined cooling casting hypereutectic Al鄄鄄Si alloys. When the Mn / Fe mass ratio is 0郾 7, Fe鄄 rich phase is mainly hexagonal structure block鄄shaped or fishbone鄄shaped 琢鄄Al 15 (Fe, Mn)3 Si 2 phase. By the time, the wear resist鄄 ance is enhanced compared with no Mn element addition. The wear mechanism gives priority to abrasive wear manner. KEY WORDS aluminum silicon iron alloys; inclined cooling; hypereutectic alloys; microstructure; wear resistance
王秋平等：Mn元素对过流冷却过共晶Al-22Si-2Fe-xMn合金显微组织及耐磨性的影响 ·223· 过共晶Al-Sⅰ合金具有低的热膨胀系数，优良的 化.然后将Mn剂加入熔体，充分搅拌，保温30minm.随 耐磨损性和高硬度口，已被广泛用作汽车工业中的耐 后将质量分数为98.5%的红磷压入金属液，红磷加入 磨元件.然而，由于初生Si颗粒形态不规则，如粗大的 量为0.5%（质量分数），搅拌，保温20min后加入 多边形、星形)]，导致这类合金韧性低、延展性差限制 C,Cl。除气，扒渣.最终得到Al-22Si-2Fe-xMn熔体. 了它们的应用.相关研究表明，倾斜板处理有利于过 熔体冷却至800℃后通过过流冷却工艺浇入石墨坩埚 共晶A-Si合金中初生Si细化-).在过共晶A-Si 中，冷却、机械加工后得到尺寸为Φ20mm×30mm的 合金中添加Fe能够形成含Fe的金属间化合物，可以 圆柱试样 改善其热稳定性)].但是，含Fe金属间化合物，如8- 实验采用三种Mn/Fe的合金，A。、A、A分别代表 AL,FeSi,和B-AL,FeSi在常规铸造条件下以长针状析 Mn/Fe为0、0.52.0.7的过共晶Al-Si合金，三种合金 出，割裂合金基体，大大降低其力学性能oMn在A- 成分见表1. Si-Fe-Mn合金体系中的主要作用是中和针状富Fe 表1实验中合金化学成分 相，且能够改善过共晶A-Si合金的高温稳定性能和 Table 1 Chemical compositions of the experimental alloys 耐腐蚀性-).华中科技大学吴树森课题组[]研究了 Si质量 Fe质量Mn质量AI质量 Mn添加量对超声波处理含质量分数为2%Fe的过共 试样 Mn/Fe 分数/% 分数/% 分数/% 分数/% 晶Al-Si合金中富Fe相的影响，研究结果表明随着 Ao 22 1.93 0 余量 0 Mn添加量提高至质量分数0.8%，常规铸态过共晶 A 22 1.63 0.84 余量 0.52 Al-Si合金组织中的富Fe相由长针状或者长片状转变 22 1.80 1.36 余量 0.70 为汉字状或者颗粒状.北京科技大学Cai等[]研究了 Mn,Cr元素对喷射沉积合金含Fe过共晶Al-Si合金 1.2实验方法 显微组织的影响，结果表明Mn、Cr可以使长针状富Fe 过流冷却铸造工艺采用分段式倾斜板来完成 相转变为颗粒状富Fe相.本课题组研究了Mn对 (图1).上段倾斜板材质为45钢，下段材质为石墨. 含质量分数为2%的Fe的电磁搅拌过共晶Al-Si合金 金属液流经上段钢板后坠落至下段石墨板，获得加速 富Fe相的影响，结果表明冷却速率低时，合金中的富 度，并且石墨与铝基材料润湿性极差，从而避免其在板 Fe相主要为B相，而冷却速率高时富Fe相主要以δ 上形成凝壳层.过流冷却铸造在钢制密闭箱内进行， 相存在，说明含Fe、Mn过共晶Al-Si合金对冷却速率 通入纯度为99.9%的氩气进行保护，防止金属液在流 比较敏感.黄海军等[研究了Mn对喷射沉积含Fe 动过程中氧化.经前期实验总结，上段钢质倾斜板角 过共晶Al-Si合金中Fe相的影响，其研究结果表明当 度为30°，下段石墨质倾斜板板角度为50°，每块板有 Mn/Fe质量比值为0.83或1时，合金中的富Fe相能 效长度均为300mm时，可获得形状规则细小的初生Si 以分子式-Als(Fe,Mn),Si,形式存在 颗粒. 本文采用分段式倾斜板铸造技术制备不同Mn含 量的过共晶Al-Si合金溶液，并且在不改变Fe含量的 基础上，逐步增加Mn的含量以获得不同Mn/Fe(质 量比，下文Mn/Fe均表示质量比)的凝固组织，并系 统研究Mn/Fe提高对过共晶Al-22Si-2Fe-xMn合金 疑固组织中富F相显微形貌、种类及晶体结构的影 响，为初生Si、富Fe相形态的细化与改善提供理论 和实践依据，并分析M元素添加后对合金耐磨性的 影响. 1实验过程 1.1实验合金的配比及熔炼 采用纯Al、Si-7Fe中间合金和质量分数为75%的 Mn剂配制过共晶铝硅合金，直径为1~2cm的Si-7Fe 1一石墨坩埚：2一金属溶液：3一倾斜板：4一销：5一石墨坩埚：6一 中间合金、M剂和其他添加剂均采用铝箔包裹，压入 气体保护箱 金属液.纯A1随炉升温至850℃，全部熔化后，将Si- 图1过流冷却铸造过程示意图 7Fe中间合金分批浸入铝液，搅拌至中间合金全部熔 Fig.I Schematic of inclined cooling casting
王秋平等: Mn 元素对过流冷却过共晶 Al鄄鄄22Si鄄鄄2Fe鄄鄄 xMn 合金显微组织及耐磨性的影响 过共晶 Al鄄鄄 Si 合金具有低的热膨胀系数,优良的 耐磨损性和高硬度[1] ,已被广泛用作汽车工业中的耐 磨元件. 然而,由于初生 Si 颗粒形态不规则,如粗大的 多边形、星形[2] ,导致这类合金韧性低、延展性差,限制 了它们的应用. 相关研究表明,倾斜板处理有利于过 共晶 Al鄄鄄 Si 合金中初生 Si 细化[3鄄鄄4] . 在过共晶 Al鄄鄄 Si 合金中添加 Fe 能够形成含 Fe 的金属间化合物,可以 改善其热稳定性[5] . 但是,含 Fe 金属间化合物,如 啄鄄 Al 4FeSi 2和 茁鄄Al 5 FeSi 在常规铸造条件下以长针状析 出,割裂合金基体,大大降低其力学性能[6] . Mn 在 Al鄄鄄 Si鄄鄄Fe鄄鄄Mn 合金体系中的主要作用是中和针状富 Fe 相,且能够改善过共晶 Al鄄鄄 Si 合金的高温稳定性能和 耐腐蚀性[7鄄鄄11] . 华中科技大学吴树森课题组[12]研究了 Mn 添加量对超声波处理含质量分数为 2% Fe 的过共 晶 Al鄄鄄 Si 合金中富 Fe 相的影响,研究结果表明随着 Mn 添加量提高至质量分数 0郾 8% ,常规铸态过共晶 Al鄄鄄Si 合金组织中的富 Fe 相由长针状或者长片状转变 为汉字状或者颗粒状. 北京科技大学 Cai 等[13]研究了 Mn、Cr 元素对喷射沉积合金含 Fe 过共晶 Al鄄鄄 Si 合金 显微组织的影响,结果表明 Mn、Cr 可以使长针状富 Fe 相转变为颗粒状富 Fe 相. 本课题组[14] 研究了 Mn 对 含质量分数为 2% 的 Fe 的电磁搅拌过共晶 Al鄄鄄Si 合金 富 Fe 相的影响,结果表明冷却速率低时,合金中的富 Fe 相主要为 茁 相,而冷却速率高时富 Fe 相主要以 啄 相存在,说明含 Fe、Mn 过共晶 Al鄄鄄 Si 合金对冷却速率 比较敏感. 黄海军等[15] 研究了 Mn 对喷射沉积含 Fe 过共晶 Al鄄鄄 Si 合金中 Fe 相的影响,其研究结果表明当 Mn / Fe 质量比值为 0郾 83 或 1 时,合金中的富 Fe 相能 以分子式 琢鄄Al 15 (Fe, Mn)3 Si 2形式存在. 本文采用分段式倾斜板铸造技术制备不同 Mn 含 量的过共晶 Al鄄鄄 Si 合金溶液,并且在不改变 Fe 含量的 基础上,逐步增加 Mn 的含量以获得不同 Mn / Fe( 质 量比,下文 Mn / Fe 均表示质量比) 的凝固组织,并系 统研究 Mn / Fe 提高对过共晶 Al鄄鄄22Si鄄鄄2Fe鄄鄄xMn 合金 凝固组织中富 Fe 相显微形貌、种类及晶体结构的影 响,为初生 Si、富 Fe 相形态的细化与改善提供理论 和实践依据,并分析 Mn 元素添加后对合金耐磨性的 影响. 1 实验过程 1郾 1 实验合金的配比及熔炼 采用纯 Al、Si鄄鄄7Fe 中间合金和质量分数为 75% 的 Mn 剂配制过共晶铝硅合金,直径为 1 ~ 2 cm 的 Si鄄鄄7Fe 中间合金、Mn 剂和其他添加剂均采用铝箔包裹,压入 金属液. 纯 Al 随炉升温至 850 益 ,全部熔化后,将 Si鄄鄄 7Fe 中间合金分批浸入铝液,搅拌至中间合金全部熔 化. 然后将 Mn 剂加入熔体,充分搅拌,保温30 min. 随 后将质量分数为 98郾 5% 的红磷压入金属液,红磷加入 量为 0郾 5% ( 质量分数),搅拌,保温 20 min 后加入 C2Cl 6除气,扒渣. 最终得到 Al鄄鄄22Si鄄鄄2Fe鄄鄄 xMn 熔体. 熔体冷却至 800 益后通过过流冷却工艺浇入石墨坩埚 中,冷却、机械加工后得到尺寸为 准20 mm 伊 30 mm 的 圆柱试样. 实验采用三种 Mn / Fe 的合金,A0 、A1 、A2分别代表 Mn / Fe 为 0、0郾 52、0郾 7 的过共晶 Al鄄鄄 Si 合金,三种合金 成分见表 1. 表 1 实验中合金化学成分 Table 1 Chemical compositions of the experimental alloys 试样 Si 质量 分数/ % Fe 质量 分数/ % Mn 质量 分数/ % Al 质量 分数/ % Mn / Fe A0 22 1郾 93 0 余量 0 A1 22 1郾 63 0郾 84 余量 0郾 52 A2 22 1郾 80 1郾 36 余量 0郾 70 1郾 2 实验方法 过流冷却铸造工艺采用分段式倾斜板来完成 (图 1). 上段倾斜板材质为 45 钢,下段材质为石墨. 金属液流经上段钢板后坠落至下段石墨板,获得加速 度,并且石墨与铝基材料润湿性极差,从而避免其在板 上形成凝壳层. 过流冷却铸造在钢制密闭箱内进行, 通入纯度为 99郾 9% 的氩气进行保护,防止金属液在流 动过程中氧化. 经前期实验总结,上段钢质倾斜板角 度为 30毅,下段石墨质倾斜板板角度为 50毅,每块板有 效长度均为 300 mm 时,可获得形状规则细小的初生 Si 颗粒. 1—石墨坩埚;2—金属溶液;3—倾斜板;4—销;5—石墨坩埚;6— 气体保护箱 图 1 过流冷却铸造过程示意图 Fig. 1 Schematic of inclined cooling casting ·223·
·224· 工程科学学报，第39卷，第2期 试样经粗磨、精磨、抛光后使用体积分数为0.5% 别经过流冷却后浇入室温石墨坩埚中的凝固组织 的HF溶液腐蚀，采用光学显微镜(Leico)、扫描电子显 A,(Mn/Fe为O)合金常规铸造组织主要由灰色初 微镜(Quanta200)、能谱(EDS)分析系统(XL30ESEM- 生Sⅰ颗粒，黑色长针状金属间化合物与共晶组织组 TMP,Philips Co)、透射电子显微镜(Tecnai G2F30S- 成，如图2(a)所示.初生Si平均直径约为(45±10) TWIN)和X射线衍射仪(D/max-3B,Ricoh Co)对微观 μm,呈块状或不规则多边形.针状金属间化合物长度 组织进行分析：合金固-液相线采用同步热分析仪 约为100um,片状共晶Si均匀分布在a-Al内.经分段 (NETZSCH STA499F3)测量：采用HR-150A型洛氏 式倾斜板处理后的组织（见图2(b)),初生Sⅰ平均直 硬度计测试合金HRB硬度，耐磨实验设备为MMU-5G 径降低为(30±10)m,主要以板块状和不规则颗粒 型屏显式材料端面摩擦磨损试验机. 状存在，且单位面积内初生Sⅰ晶粒和黑色针状化合物 数量增多，黑色针状化合物长度约为70um.与图(a) 2实验结果与分析 不同，图(b)中显示，合金经过流冷却后共晶组织得到 2.1分段式倾斜板对合金微观组织的影响 一定细化，变为短小纤维状. 图2(a)、(c)和(e)为三种合金熔液直接浇入室温 A(Mn/Fe为0.52)合金常规铸造组织如图2(c) 石墨坩埚中的凝固微观组织，图2(b)、(d)与()为其分 所示，初生Si平均直径约为(50±10)μm,与图2(a) (a. 50μ4m 50m 图2合金显微组织.(a)常规铸造A:(b)过流冷却铸造A;(c)常规铸造A1:(d)过流冷却铸造A1;()常规铸造A2:()过流冷 却铸造A2 Fig.2 Microstructures of alloys:(a)as-cast Ao;(b)inclined cooling casting Ao:(e)as-cast A:(d)inclined cooling casting A;(e)as-cast A2;(f)inclined cooling casting A
工程科学学报,第 39 卷,第 2 期 试样经粗磨、精磨、抛光后使用体积分数为 0郾 5% 的 HF 溶液腐蚀,采用光学显微镜(Leico)、扫描电子显 微镜(Quanta 200)、能谱(EDS)分析系统(XL30ESEM鄄鄄 TMP,Philips Co)、透射电子显微镜( Tecnai G2 F30 S鄄鄄 TWIN)和 X 射线衍射仪(D/ max鄄鄄3B,Ricoh Co)对微观 组织进行分析;合金固鄄鄄 液相线采用同步热分析仪 (NETZSCH STA 499F3) 测量;采用 HR鄄鄄 150A 型洛氏 硬度计测试合金 HRB 硬度,耐磨实验设备为 MMU鄄鄄5G 型屏显式材料端面摩擦磨损试验机. 2 实验结果与分析 图 2 合金显微组织. (a) 常规铸造 A0 ; (b) 过流冷却铸造 A0 ; (c) 常规铸造 A1 ; (d) 过流冷却铸造 A1 ; (e) 常规铸造 A2 ; (f) 过流冷 却铸造 A2 Fig. 2 Microstructures of alloys: (a) as鄄cast A0 ; (b) inclined cooling casting A0 ; (c) as鄄cast A1 ; (d) inclined cooling casting A1 ; (e) as鄄cast A2 ; (f) inclined cooling casting A2 2郾 1 分段式倾斜板对合金微观组织的影响 图 2(a)、(c)和(e)为三种合金熔液直接浇入室温 石墨坩埚中的凝固微观组织,图 2(b)、(d)与(f)为其分 别经过流冷却后浇入室温石墨坩埚中的凝固组织. A0 (Mn / Fe 为 0)合金常规铸造组织主要由灰色初 生 Si 颗粒,黑色长针状金属间化合物与共晶组织组 成,如图 2( a) 所示. 初生 Si 平均直径约为(45 依 10) 滋m,呈块状或不规则多边形. 针状金属间化合物长度 约为 100 滋m,片状共晶 Si 均匀分布在 琢鄄Al 内. 经分段 式倾斜板处理后的组织(见图 2( b)),初生 Si 平均直 径降低为(30 依 10) 滋m,主要以板块状和不规则颗粒 状存在,且单位面积内初生 Si 晶粒和黑色针状化合物 数量增多,黑色针状化合物长度约为 70 滋m. 与图( a) 不同,图(b)中显示,合金经过流冷却后共晶组织得到 一定细化,变为短小纤维状. A1 (Mn / Fe 为 0郾 52)合金常规铸造组织如图 2( c) 所示,初生 Si 平均直径约为(50 依 10) 滋m,与图 2( a) ·224·
王秋平等：Mn元素对过流冷却过共品Al-22Si-2Fe-xMn合金显微组织及耐磨性的影响 ·225· 相比，黑色长针状化合物数量减少，长度约为70um. 属间化合物细化.通过以上三种合金的两种铸造 此时，凝固组织中出现深灰色骨骼状和块状化合物，骨 条件凝固组织对比，可以观察到分段式倾斜板对初 骼状化合物整体长度达到200μum,宽度40μm.经过流 生Si、金属间化合物与共晶组织形貌进行了一定的 冷却后，初生S、针状金属间化合物均得到一定程度细 改善与细化. 化.且深灰色粗大骨骼状化合物以平均直径约为302.2M/Re对过流冷却铸造过共晶A-22Si-2Fe合 um的块状形式依附在初生Si上析出. 金显微组织影响 图2(e)、()分别为A,(Mn/Fe为0.7)合金常规2.2.1A,合金显微组织 铸造组织与过流冷却凝固组织，两种铸造条件凝固组 如图3(a)所示，过流冷却铸造A。(Mn/Fe为0) 织对比可以发现，经过流冷却后初生Si得到细化，平 合金组织由α-Al,灰色初生Si颗粒，针状金属间化合 均直径降低至约30μm.同时发现，两种铸造条件的凝 物和共晶Si组成.初生Si平均直径约30um,针状金 固组织中均未发现针状化合物，常规铸造合金凝固组 属间化合物平均长度约为70μm.a-Al分布在初生Si 织内深灰色化合物呈枝晶或不规则块状存在，大部分 与共晶Si组织之间.根据A1-Fe-Si三元相图[6]，含 依附在初生Sⅰ上，而经过流冷却处理后，深灰色化合 铁质量分数为2%的过共晶A1-Si合金在平衡凝固过 物呈规则多边形块状存在 程中首先析出初生Si相，随后析出8-AL,FeSi,相.8- 由于Si原子扩散系数比较大，生长具有各向异 AL,FeSi,相会在610℃下进行包晶反应：L+8-Al FeSi2→ 性，只有在大的过冷度下，使其快速凝固产生大量 Si+B-AL,FeSi.据其他研究人员针对Al-25Si-5Fe合金凝 晶核，才能抑制初生Sⅰ在择优方向上生长，使组织 固过程分析)，富Fe相8-AL,FeSi,相有可能作为初生 更加细化.倾斜板的激冷作用抑制了初生Sⅰ生长， 相先于Si颗粒析出，但随着Fe含量的降低，δ-Al,FeSi2 导致过流冷却铸造的初生S直径明显比常规铸造 相析出温度也随之降低.由A,合金X射线衍射图（见 的初生S直径小.同时，倾斜板对金属液施加剪切 图3(b))判断，A。合金包含a-Al、初生Si、8-Al,FeSi,和 力使熔液溶质均匀化，促进长针状与粗大骨骼状金 B-AL,FeSi相.对针状金属间化合物进行能谱分析，根 7000 (b 40-A1 6000 ●Si ◆Al.FeSi 5000 o Al FeSi, 3000 2000 1000 o c 100um 20 30 40 50 60 20/) (200 富Fe相 B=064] -5.001/Cm 图3过流冷却铸造A,合金组织.(a)显微组织；(b)X射线衍射图谱：（©）透射电镜明场像与其选区衍射 Fig.3 Microstructures of Ao alloy through inclined cooling casting:(a)optical microscopy;(b)XRD graph;(c)TEM bright field images and its SAED
王秋平等: Mn 元素对过流冷却过共晶 Al鄄鄄22Si鄄鄄2Fe鄄鄄 xMn 合金显微组织及耐磨性的影响 相比,黑色长针状化合物数量减少,长度约为 70 滋m. 此时,凝固组织中出现深灰色骨骼状和块状化合物,骨 骼状化合物整体长度达到200 滋m,宽度40 滋m. 经过流 冷却后,初生 Si、针状金属间化合物均得到一定程度细 化. 且深灰色粗大骨骼状化合物以平均直径约为 30 滋m 的块状形式依附在初生 Si 上析出. 图 2(e)、(f)分别为 A2 (Mn / Fe 为 0郾 7)合金常规 铸造组织与过流冷却凝固组织,两种铸造条件凝固组 织对比可以发现,经过流冷却后初生 Si 得到细化,平 均直径降低至约 30 滋m. 同时发现,两种铸造条件的凝 固组织中均未发现针状化合物,常规铸造合金凝固组 织内深灰色化合物呈枝晶或不规则块状存在,大部分 依附在初生 Si 上,而经过流冷却处理后,深灰色化合 物呈规则多边形块状存在. 图 3 过流冷却铸造 A0合金组织 郾 (a) 显微组织;(b) X 射线衍射图谱;(c) 透射电镜明场像与其选区衍射 Fig. 3 Microstructures of A0 alloy through inclined cooling casting: (a) optical microscopy; (b) XRD graph; (c) TEM bright field images and its SAED 由于 Si 原子扩散系数比较大,生长具有各向异 性,只有在大的过冷度下,使其快速凝固产生大量 晶核,才能抑制初生 Si 在择优方向上生长,使组织 更加细化. 倾斜板的激冷作用抑制了初生 Si 生长, 导致过流冷却铸造的初生 Si 直径明显比常规铸造 的初生 Si 直径小. 同时,倾斜板对金属液施加剪切 力使熔液溶质均匀化,促进长针状与粗大骨骼状金 属间化合物细化. 通过以上三种合金的两种铸造 条件凝固组织对比,可以观察到分段式倾斜板对初 生 Si、金属间化合物与共晶组织形貌进行了一定的 改善与细化. 2郾 2 Mn / Fe 对过流冷却铸造过共晶 Al鄄鄄22Si鄄鄄2Fe 合 金显微组织影响 2郾 2郾 1 A0合金显微组织 如图 3( a) 所示,过流冷却铸造 A0 (Mn / Fe 为 0) 合金组织由 琢鄄Al,灰色初生 Si 颗粒,针状金属间化合 物和共晶 Si 组成. 初生 Si 平均直径约 30 滋m,针状金 属间化合物平均长度约为 70 滋m. 琢鄄Al 分布在初生 Si 与共晶 Si 组织之间. 根据 Al鄄鄄 Fe鄄鄄 Si 三元相图[16] ,含 铁质量分数为 2% 的过共晶 Al鄄鄄 Si 合金在平衡凝固过 程中首先析出初生 Si 相,随后析出 啄鄄Al 4 FeSi 2 相. 啄鄄 Al 4FeSi 2相会在 610 益下进行包晶反应:L + 啄鄄Al 4 FeSi 2寅 Si + 茁鄄Al 5FeSi. 据其他研究人员针对Al鄄鄄25Si鄄鄄5Fe 合金凝 固过程分析[17] ,富 Fe 相 啄鄄Al 4FeSi 2相有可能作为初生 相先于 Si 颗粒析出,但随着 Fe 含量的降低,啄鄄Al 4FeSi 2 相析出温度也随之降低. 由 A0合金 X 射线衍射图(见 图 3(b))判断,A0合金包含 琢鄄Al、初生 Si、啄鄄Al 4FeSi 2和 茁鄄Al 5FeSi 相. 对针状金属间化合物进行能谱分析,根 ·225·
·226· 工程科学学报，第39卷，第2期 据其所含元素原子百分比得到针状化合物分子式为 2.2.2A和A,合金显微组织 L2 FeSi2n,与8-AL,FeSi,相分子式相接近.图3(c) 提高Mn/Fe值对过流冷却铸造过共晶Al-Si合金 为富F相的透射电镜明场像及该相选区衍射花样，分 微观组织影响可以从图4中看出.图4(a)为过流冷却 析表明，该相为四方结构，其晶格常数a=0.60641nm, 铸造A,(Mn/Fe为0.52)合金的背散射电子图像，微观 c=0.95258nm.根据相关研究[s],在较低冷速下，亚 组织中长针状为富Fe相，黑色块状相为初生Si,依附在 稳态8-AL,FeSi,相通过包晶反应转变成稳定的B- 初生Sⅰ颗粒上的枝晶状和不规则块状为金属间化合 Al FeSi相，然而倾斜板与高纯石墨坩埚对金属液的强 物.当合金Mn/Fe提高到0.70（见图4(b))时，针状富 冷作用抑制了此反应，因此δ-Al,FSi2相作为主要富 F相消失，枝晶状和块状金属间化合物增多，并且出现 Fe相存在于过流冷却铸造A,合金中 一些分布均匀的细小汉字状或鱼骨状金属间化合物. 20 200 图4过流冷却铸造A(a)与A2(b)合金背散射电子显微组织 Fig.4 BSE microscopies of inclined cooling casting A(a)and A2(b)alloys 对上述A、A合金试样进行X射线衍射分析 。 Als(Fe,Mn),Si,相，有少量8-AL(Fe,Mn)Si,相存 (见图5)，结果表明，A,合金组成相为-Al、B-Si、 在，但其含量较低.根据Huang等[研究，析出的8- B-A山(Fe,Mn)Si和a-Als(Fe,Mn),Si2相（见图5 AL,(Fe,Mn)Si,相会与液相反应生成a-Als(Fe, (a)).A,合金X射线衍射图谱（见图5(b))与A相 Mn),Si,相，并且8-AL,(Fe,Mn)Si,相与液相在610℃ 比，没有明显的B-AL,(Fe,Mn)Si相衍射峰显示，只 下反应生成B-AL(Fe,Mn)Si.剩余的液相在共晶温 有一个δ-Al(Fe,Mn)Si,相衍射峰被找到（见图5 度开始进行四元共晶反应，生成Si、a-A1和α- (b)),表明A,合金中大部分金属间化合物为α Als(Fe,Mn)aSiz. 8000 (a) ▲C-Al ▲a-Al 7000 ●Si 6000, ●Si ◆B 5000 06 6000 08 △a-Al s(Fe,MnSi AAl (Fe.Mn)Si, 500 4000 4000 3000 3000 2000 2000 1000 1000 30 40 50 60 152025303540 455055 60 29) 20/) 图5过流冷却铸造A1(a)与A2(b)合金X射线衍射图谱 Fig.5 XRD graphs of inclined cooling cast A(a)and A2 (b)alloys 由图6(b)可以观察到，在A,合金中有依附于初 Al2a(Fe,Mn),Si2和Al6s(Fe,Mn)3SiL5,二者分 生Si上的多边形块状金属间化合物（标记“D”),细小 子式接近Als(Fe,Mn),Si,相，A,合金微观组织中针 汉字状或鱼骨状化合物（标记“E”).见图6(a),A,合 状富Fe相摩尔分数为Al25(Fe,Mn)Si2sn接近8- 金微观组织中出现针状金属间化合物（标记“F”).表 Al,(Fe,Mn)Si,相. 2为三种化合物能谱分析结果.多边形块状与细小汉 图7(a)为过流冷却铸造A合金8-Al,(Fe,Mn)Si, 字状金属间化合物摩尔分数化为分子式分别为 相透射电镜图像及该相选区衍射图样，分析显示，该相
工程科学学报,第 39 卷,第 2 期 据其所含元素原子百分比得到针状化合物分子式为 Al 3郾 80FeSi 2郾 47 ,与 啄鄄Al 4 FeSi 2 相分子式相接近. 图 3( c) 为富 Fe 相的透射电镜明场像及该相选区衍射花样,分 析表明,该相为四方结构,其晶格常数 a = 0郾 60641 nm, c = 0郾 95258 nm. 根据相关研究[18] ,在较低冷速下,亚 稳态 啄鄄Al 4 FeSi 2 相 通 过 包 晶 反 应 转 变 成 稳 定 的 茁鄄 Al 5FeSi 相,然而倾斜板与高纯石墨坩埚对金属液的强 冷作用抑制了此反应,因此 啄鄄Al 4 FeSi 2 相作为主要富 Fe 相存在于过流冷却铸造 A0合金中. 2郾 2郾 2 A1和 A2合金显微组织 提高 Mn / Fe 值对过流冷却铸造过共晶 Al鄄鄄Si 合金 微观组织影响可以从图4 中看出. 图4(a)为过流冷却 铸造 A1 (Mn / Fe 为0郾 52)合金的背散射电子图像,微观 组织中长针状为富 Fe 相,黑色块状相为初生 Si,依附在 初生 Si 颗粒上的枝晶状和不规则块状为金属间化合 物. 当合金 Mn / Fe 提高到 0郾 70(见图 4(b))时,针状富 Fe 相消失,枝晶状和块状金属间化合物增多,并且出现 一些分布均匀的细小汉字状或鱼骨状金属间化合物. 图 4 过流冷却铸造 A1 (a) 与 A2 (b)合金背散射电子显微组织 Fig. 4 BSE microscopies of inclined cooling casting A1 (a) and A2 (b) alloys 对上述 A1 、A2 合金试样进行 X 射线衍射分析 (见图 5 ) ,结 果 表 明,A1 合 金 组 成 相 为 琢鄄Al、 茁鄄Si、 茁鄄Al 5 ( Fe, Mn) Si和 琢鄄Al 15 ( Fe, Mn) 3 Si 2 相 ( 见 图 5 ( a) ) . A2合金 X 射线衍射图谱(见图 5( b) )与 A1相 比,没有明显的 茁鄄Al 5 ( Fe, Mn) Si 相衍射峰显示,只 有一个 啄鄄Al 4 ( Fe, Mn) Si 2 相衍射峰被找到( 见图 5 ( b) ) ,表 明 A2 合 金 中 大 部 分 金 属 间 化 合 物 为 琢鄄 Al 15 ( Fe, Mn) 3 Si 2相,有少量 啄鄄Al 4 ( Fe, Mn) Si 2 相存 在,但其含量较低. 根据 Huang 等[19] 研究,析出的 啄鄄 Al 4 ( Fe, Mn) Si 2 相 会 与 液 相 反 应 生 成 琢鄄Al 15 ( Fe, Mn) 3 Si 2相,并且 啄鄄Al 4 ( Fe, Mn) Si 2相与液相在 610 益 下反应生成 茁鄄Al 5 ( Fe, Mn) Si. 剩余的液相在共晶温 度开 始 进 行 四 元 共 晶 反 应, 生 成 Si、 琢鄄Al 和 琢鄄 Al 15 ( Fe, Mn) 3 Si 2 . 图 5 过流冷却铸造 A1 (a) 与 A2 (b) 合金 X 射线衍射图谱 Fig. 5 XRD graphs of inclined cooling cast A1 (a) and A2 (b) alloys 由图 6(b) 可以观察到,在 A2 合金中有依附于初 生 Si 上的多边形块状金属间化合物(标记“D冶),细小 汉字状或鱼骨状化合物(标记“E冶). 见图 6( a),A1合 金微观组织中出现针状金属间化合物(标记“F冶). 表 2 为三种化合物能谱分析结果. 多边形块状与细小汉 字状 金 属 间 化 合 物 摩 尔 分 数 化 为 分 子 式 分 别 为 Al 12郾 63 (Fe, Mn)3 Si 2郾 33和 Al 16郾 65 ( Fe, Mn)3 Si 1郾 85 ,二者分 子式接近 Al 15 ( Fe, Mn)3 Si 2 相,A1 合金微观组织中针 状富 Fe 相摩尔分数为 Al 3郾 55 ( Fe, Mn) Si 2郾 57 接近 啄鄄 Al 4 (Fe, Mn)Si 2相. 图 7(a)为过流冷却铸造 A1合金 啄鄄Al 4 (Fe,Mn)Si 2 相透射电镜图像及该相选区衍射图样,分析显示,该相 ·226·
王秋平等：Mn元素对过流冷却过共品Al-22Si-2Fe-xMn合金显微组织及耐磨性的影响 ·227· a S0 um S0 um 图6过流冷却铸造A,(a)与A2(b)合金背散射电子显微组织放大图 Fig.6 Enlarged BSE microscopies of inclined cooling casting A(a)and A2(b)alloys 为四方结构，其晶格常数a=0.60617nm,c= 素之后，合金中针状富Fe相宽度增加，长度变短，这是 0.95224nm,图2(a)、2(c)比较可以发现，添加Mn元 因为原先8-AL,FeSi,相中部分Fe原子所占位置被Mn 表2过流冷却铸造A1与A2中金属间化合物能谱结果（原子数分 原子取代，e,Mn原子共存于8相晶格中[2o].表2中 数) A,合金标记F的针状富Fe相中Mn原子所占比例 Table 2 Energy spectrum results (atom percent)of internetallics in the (2.2%)较低，富Fe相仍以针状形貌存在，说明少量 CS casting of A and A2 alloys Mn原子占据8-Al,FeSi,相中Fe原子位置并不能改变 标记相 Al Mn 其物相结构，针状富Fe相仍为四方结构.块状过流冷 D 69.63 13.65 8.51 8.21 却铸造Az合金a-Als(Fe,Mn),Si,相透射电镜图像及 E 73.57 10.08 12.72 3.64 其选区衍射图样如图7(b)所示，经分析该相为六方结 63.05 21.03 13.27 2.20 构，晶格常数a=0.75198nm,c=0.77688nm.对比A1 合金富Fe相发现，随Mn含量增加，富Fe相中Mn原 a 5.001/Gm B=444 012) 211 B-3421 5.001/Gm 图7过流冷却铸造A,(a)与A2(b)合金透射电镜明场像与选区衍射 Fig.7 TEM bright field images and SAED of inclined cooling casting A(a)and A2 (b)alloys
王秋平等: Mn 元素对过流冷却过共晶 Al鄄鄄22Si鄄鄄2Fe鄄鄄 xMn 合金显微组织及耐磨性的影响 图 6 过流冷却铸造 A1 (a)与 A2 (b)合金背散射电子显微组织放大图 Fig. 6 Enlarged BSE microscopies of inclined cooling casting A1 (a) and A2 (b) alloys 为 四 方 结 构, 其 晶 格 常 数 a = 0郾 60617 nm, c = 0郾 95224 nm,图2( a) 、2 ( c) 比较可以发现,添加Mn元 表 2 过流冷却铸造 A1 与 A2 中金属间化合物能谱结果(原子数分 数) Table 2 Energy spectrum results (atom percent) of internetallics in the CS casting of A1 and A2 alloys % 标记相 Al Si Fe Mn D 69郾 63 13郾 65 8郾 51 8郾 21 E 73郾 57 10郾 08 12郾 72 3郾 64 F 63郾 05 21郾 03 13郾 27 2郾 20 图 7 过流冷却铸造 A1 (a)与 A2 (b)合金透射电镜明场像与选区衍射 Fig. 7 TEM bright field images and SAED of inclined cooling casting A1 (a) and A2 (b) alloys 素之后,合金中针状富 Fe 相宽度增加,长度变短,这是 因为原先 啄鄄Al 4FeSi 2相中部分 Fe 原子所占位置被 Mn 原子取代,Fe、Mn 原子共存于 啄 相晶格中[20] . 表 2 中 A1合金标记 F 的针状富 Fe 相中 Mn 原子所占比例 (2郾 2% ) 较低,富 Fe 相仍以针状形貌存在,说明少量 Mn 原子占据 啄鄄Al 4FeSi 2相中 Fe 原子位置并不能改变 其物相结构,针状富 Fe 相仍为四方结构. 块状过流冷 却铸造 A2合金 琢鄄Al 15 (Fe, Mn)3 Si 2相透射电镜图像及 其选区衍射图样如图 7(b)所示,经分析该相为六方结 构,晶格常数 a = 0郾 75198 nm,c = 0郾 77688 nm. 对比 A1 合金富 Fe 相发现,随 Mn 含量增加,富 Fe 相中 Mn 原 ·227·
·228· 工程科学学报，第39卷，第2期 子所占比例由2.2%增加到8.21%，表明Mn原子占据 高了硬质相体积分数，因此硬度值差变小.而A,合金 富Fe相中Fe原子位置增加，进而改变其物相结构，形 中M元素加入量更多，硬质相的体积分数增大，因此 成块状六方结构富Fe相. 硬度值差最小 本实验中，A(Mn/Fe为0.52)、A2(Mn/Fe为 7A。三 0.7)合金溶液在过流冷却铸造中，首先析出初生Si 100 相，随后析出8-AL,(Fe,Mn)Si,相.对于A,合金来说， 倾斜板的强冷作用会抑制亚稳态δ-AL,(Fe,Mn)Si,相 转变为a-Als(Fe,Mn),Si2相的反应发生，而未参与反 60 应的8-Al,(Fe,Mn)Si,相在低于610℃时开始转变为 稳定的B-AL,(Fe,Mn)Si相.经测量，金属液流出倾斜 40 板时，温度约为650℃，因此，610℃时8-L,(Fe,Mn)Si,相 转变为B-AL,(Fe,Mn)Si相的反应在室温高纯石墨坩 20 埚中发生.因高纯石墨坩埚具有较高热传导率，金属 液在其中冷却速度较快，导致8-AL4(Fe,Mn)Si,相向 3# 硬度平均值编号 B-AL,(Fe,Mn)Si相的转变无法彻底进行，因此部分 8-Al,(Fe,Mn)Si,相残留在凝固组织中.温度降至共 图8AbA1和A2合金硬度分布 晶温度时，剩余液相发生四元共晶反应，a-Als(Fe, Fig.8 Distribution of the hardness of Ao,A,and A,alloys Mn),Si,相析出.由于A合金内加入的Mn含量较少， 表3为A。、A,和A,合金磨损实验数据，分别采用 因此共晶a-Als(Fe,Mn),Si,相析出量也较少，δ-AL4 20、100N载荷，磨损速率和磨损时间分别为50、500r· Fe,Mn)SiB-Als Fe,Mn)Si -Als Fe,Mn)aSi, min和1800、7200s.在相同载荷的情况下，随着磨损 相的衍射峰均可在过流冷却铸造A,合金试样的X射 时间的延长，材料损失质量越大.低速重载(50r· 线衍射图谱（图5(a))中找到.Gowri等认为2），添加 min、l00N)比高速轻载(500rmin'、20N)相同磨损 Mn元素到Al-Si合金中，能够扩大a-Als(Fe,Mn),Si,相 时间内质量损失更大，磨损率也相对更大：高速轻载的 区，Kim等o]认为，Mn含量的增加，可以提高a- 材料损失涨幅低于低速重载摩擦条件下材料损失涨 Als(Fe,Mn),Si,相的析出温度.因此，对于A,合金溶 幅.磨损材料与磨损副之间较大的赫兹力容易造成合 液来说，8-Al,(Fe,Mn)Si,相析出温度区间变窄，而a- 金中硬质Sⅰ颗粒破碎，且赫兹力增大导致磨损接触面 Als(Fe,Mn),Si,相析出温度区间变宽，相比于Mn/Fe 的切应力也相应增大，使S颗粒更容易破碎和断裂， 为0.52时，合金中会有更多的a-Als(Fe,Mn),Si2相 从1基体中脱落.从表3可知，A,合金材料损失率较 结晶.610℃时，在高纯石墨坩埚内的包晶反应只有少 高，特别是在加载速度50r·min,载荷100N,磨损 量8-AL(Fe,Mn)Si2相参与，故生成的B-AL(Fe,Mn)Si 7200s后材料损失121mg,但该合金在高速轻载的条 相极少. 件下，材料损失相对高速重载条件下略有降低.而A 2.3Mn元素对合金硬度及耐磨性能影响 合金材料损失率高于A。合金，说明当Mn的含量加入 图8为A。、A和A,合金洛氏硬度测试值，采用 不足时，形成的粗大鱼骨状化合物在磨损测试时易断 HR-150A型洛氏硬度计测试合金HRB硬度，加载载 裂、脱落，使其质量损失增大.A,合金相比A,合金在 荷980N,每个试样选取5个位置，每个位置取5个点 实验各个条件下材料损失均降低，低速重载长时间磨 测量，最后取平均值，将三种合金试样5个位置的硬度 损条件下，A合金只损失66mg,表明Si颗粒在磨损过 平均值按从小到大分别都设为编号1、2、34和5. 程中脱落较少.由表3可知，相同磨损速率及载荷作 从图中可知A2合金最高硬度为99HRB,最低为87 用时，随磨损时间增长，三种合金磨损率的差异明显增 HRB,均高于A,合金（最高硬度为94HRB,最低硬度为 大，A合金最大，A,合金最小.磨损最初阶段，AI基体 77HRB),A,合金最高硬度为97HRB,最低为84HRB, 被磨去后，硬度较高的Si颗粒承载大部分摩擦力.在 硬度值与A2合金接近.A2合金大部分位置硬度值均 赫兹力反复作用下，本身存在微观裂纹的Si颗粒开 高于A,合金，说明添加Mn元素改善针状富Fe相形貌 裂、破碎，同时，在切应力不断剪切作用下，Si颗粒断裂 后所形成的块状富Fe相提高了合金硬度.由于A。合 部分从主体上脱落，碾压的作用促使这些脱落颗粒变 金未添加M元素，硬质相体积分数较小，硬度计钢球 为颗粒状或粉末状磨料，覆盖在磨损表面.长时间的 与基体接触面积大，因此硬度较低，最低硬度值77 磨损导致Sⅰ颗粒本身存在的及与A!基体结合处的裂 HRB与最高值相差较大.A,合金加入Mn元素后，提 纹扩展并蔓延.虽然A,合金硬度高于A,合金，但Mn
工程科学学报,第 39 卷,第 2 期 子所占比例由 2郾 2% 增加到 8郾 21% ,表明 Mn 原子占据 富 Fe 相中 Fe 原子位置增加,进而改变其物相结构,形 成块状六方结构富 Fe 相. 本实 验 中, A1 ( Mn / Fe 为 0郾 52 )、 A2 ( Mn / Fe 为 0郾 7)合金溶液在过流冷却铸造中,首先析出初生 Si 相,随后析出 啄鄄Al 4 (Fe, Mn)Si 2相. 对于 A1合金来说, 倾斜板的强冷作用会抑制亚稳态 啄鄄Al 4 (Fe, Mn) Si 2相 转变为 琢鄄Al 15 (Fe, Mn)3 Si 2相的反应发生,而未参与反 应的 啄鄄Al 4 (Fe, Mn)Si 2相在低于 610 益 时开始转变为 稳定的 茁鄄Al 5 (Fe, Mn)Si 相. 经测量,金属液流出倾斜 板时,温度约为650 益,因此,610 益时 啄鄄Al 4 (Fe,Mn)Si 2相 转变为 茁鄄Al 5 (Fe, Mn) Si 相的反应在室温高纯石墨坩 埚中发生. 因高纯石墨坩埚具有较高热传导率,金属 液在其中冷却速度较快,导致 啄鄄Al 4 ( Fe,Mn) Si 2 相向 茁鄄Al 5 (Fe, Mn) Si 相的转变无法彻底进行,因此部分 啄鄄Al 4 (Fe, Mn)Si 2相残留在凝固组织中. 温度降至共 晶温度时,剩余液相发生四元共晶反应,琢鄄Al 15 ( Fe, Mn)3 Si 2相析出. 由于 A1合金内加入的 Mn 含量较少, 因此共晶 琢鄄Al 15 ( Fe,Mn)3 Si 2 相析出量也较少, 啄鄄Al 4 (Fe, Mn)Si 2 、茁鄄Al 5 (Fe, Mn)Si 与 琢鄄Al 15 (Fe, Mn)3 Si 2 相的衍射峰均可在过流冷却铸造 A1合金试样的 X 射 线衍射图谱(图 5(a))中找到. Gowri 等认为[21] ,添加 Mn 元素到 Al鄄鄄Si 合金中,能够扩大 琢鄄Al 15 (Fe, Mn)3 Si 2相 区,Kim 等[10] 认 为, Mn 含 量 的 增 加, 可 以 提 高 琢鄄 Al 15 (Fe, Mn)3 Si 2相的析出温度. 因此,对于 A2合金溶 液来说,啄鄄Al 4 (Fe, Mn)Si 2相析出温度区间变窄,而 琢鄄 Al 15 (Fe, Mn)3 Si 2相析出温度区间变宽,相比于 Mn / Fe 为 0郾 52 时,合金中会有更多的 琢鄄Al 15 (Fe, Mn)3 Si 2 相 结晶. 610 益时,在高纯石墨坩埚内的包晶反应只有少 量 啄鄄Al 4 (Fe, Mn)Si 2相参与,故生成的 茁鄄Al 5 (Fe, Mn)Si 相极少. 2郾 3 Mn 元素对合金硬度及耐磨性能影响 图 8 为 A0 、A1 和 A2 合金洛氏硬度测试值,采用 HR鄄鄄150A 型洛氏硬度计测试合金 HRB 硬度,加载载 荷 980 N,每个试样选取 5 个位置,每个位置取 5 个点 测量,最后取平均值,将三种合金试样 5 个位置的硬度 平均值按从小到大分别都设为编号 1 # 、2 # 、3 # 、4 #和 5 # . 从图中可知 A2 合金最高硬度为 99 HRB,最低为 87 HRB,均高于 A0合金(最高硬度为 94 HRB,最低硬度为 77 HRB),A1合金最高硬度为 97 HRB,最低为 84 HRB, 硬度值与 A2合金接近. A2 合金大部分位置硬度值均 高于 A0合金,说明添加 Mn 元素改善针状富 Fe 相形貌 后所形成的块状富 Fe 相提高了合金硬度. 由于 A0合 金未添加 Mn 元素,硬质相体积分数较小,硬度计钢球 与基体接触面积大,因此硬度较低,最低硬度值 77 HRB 与最高值相差较大. A1 合金加入 Mn 元素后,提 高了硬质相体积分数,因此硬度值差变小. 而 A2合金 中 Mn 元素加入量更多,硬质相的体积分数增大,因此 硬度值差最小. 图 8 A0 、A1和 A2合金硬度分布 Fig. 8 Distribution of the hardness of A0 , A1 and A2 alloys 表 3 为 A0 、A1和 A2合金磨损实验数据,分别采用 20、100 N 载荷,磨损速率和磨损时间分别为 50、500 r· min - 1和 1800、7200 s. 在相同载荷的情况下,随着磨损 时间的延长,材料损失质量越大. 低速重载 ( 50 r· min - 1 、100 N)比高速轻载(500 r·min - 1 、20 N)相同磨损 时间内质量损失更大,磨损率也相对更大;高速轻载的 材料损失涨幅低于低速重载摩擦条件下材料损失涨 幅. 磨损材料与磨损副之间较大的赫兹力容易造成合 金中硬质 Si 颗粒破碎,且赫兹力增大导致磨损接触面 的切应力也相应增大,使 Si 颗粒更容易破碎和断裂, 从 Al 基体中脱落. 从表 3 可知,A0合金材料损失率较 高,特别是在加载速度 50 r·min - 1 ,载荷 100 N,磨损 7200 s 后材料损失 121 mg,但该合金在高速轻载的条 件下,材料损失相对高速重载条件下略有降低. 而 A1 合金材料损失率高于 A0合金,说明当 Mn 的含量加入 不足时,形成的粗大鱼骨状化合物在磨损测试时易断 裂、脱落,使其质量损失增大. A2 合金相比 A0 合金在 实验各个条件下材料损失均降低,低速重载长时间磨 损条件下,A2合金只损失 66 mg,表明 Si 颗粒在磨损过 程中脱落较少. 由表 3 可知,相同磨损速率及载荷作 用时,随磨损时间增长,三种合金磨损率的差异明显增 大,A1合金最大,A2合金最小. 磨损最初阶段,Al 基体 被磨去后,硬度较高的 Si 颗粒承载大部分摩擦力. 在 赫兹力反复作用下,本身存在微观裂纹的 Si 颗粒开 裂、破碎,同时,在切应力不断剪切作用下,Si 颗粒断裂 部分从主体上脱落,碾压的作用促使这些脱落颗粒变 为颗粒状或粉末状磨料,覆盖在磨损表面. 长时间的 磨损导致 Si 颗粒本身存在的及与 Al 基体结合处的裂 纹扩展并蔓延. 虽然 A1合金硬度高于 A0合金,但 Mn ·228·
王秋平等：Mn元素对过流冷却过共晶Al-22Si-2Fe-xMn合金显微组织及耐磨性的影响 ·229· 的添加量不足形成粗大鱼骨状化合物，并且导致针状 的扩展，将Si颗粒紧紧的稳定在AI基体内，避免了S 富Fe相中间断裂，断裂处产生裂纹，在切应力与赫兹 颗粒的撕裂和脱落，降低了材料在磨损过程中的质量 力共同作用下更易脱落.但对A,合金来说，相对Si颗 损耗.因此在相同磨损速率及载荷下，随着磨损时间 粒较软的块状a-Als(Fe,Mn),Si,相阻止了这些裂纹 增长，三种合金磨损率差异也增大. 表3A、A和A2合金磨损实验数据 Table 3 Wear test data of Ao,A and Az alloys 磨损速率/ 磨损时间/ Ao A A2 载荷/N (r…minl） 质量损失/mg 磨损率/% 质量损失/mg磨损率/% 质量损失/mg 磨损率/% 50 100 1800 19 0.67 24 0.84 14 0.50 7200 121 4.10 135 4.76 66 2.33 500 20 1800 30 1.00 41 1.45 6 0.21 7200 90 3.20 111 3.92 58 2.03 图9为A。、A,和A,合金表面磨损形貌，图9(a)为 有脱落颗粒经过碾压变为粉末状的磨损磨料.因此， A,合金载荷20N、1800s条件下磨损表面形貌，可以看 载荷100N、磨损时间7200s条件下，A,合金表面磨损 到，磨损表面分布有许多从基体上脱落的板块状碎片， 机制以黏着磨损和疲劳磨损为主，并伴有一定磨料磨 部分碎片分布在塑性变形区顶部，部分分布在犁沟底 损机制.图9(e)为载荷20N、磨损时间1800s时A,合 部，且犁沟底部还分布有尺寸较大的磨损颗粒.载荷 金磨损形貌，相对载荷为100N时，此时磨损表面塑性 100N,磨损时间7200s的A。合金磨损面如图9(b)所 变形不明显，撕裂现象有所改善.表面同样分布有不 示，表面磨损严重，只有少量犁沟，磨损试样表面脱落 均匀的犁沟，承载面表面存在尺寸大小不一的磨损颗 严重，大量磨损颗粒覆盖在表面脱落区域，许多颗粒已 粒.因此，该条件下，磨损机制表现为磨料磨损为主， 经被碾碎形成氧化颗粒层.由于A。合金试样磨损过程 并附带轻微黏着磨损. 中，磨损表面呈板块状脱落，因此，A,合金耐磨性能较 3结论 差.图9(c)、(d)分别为A合金载荷20N、1800s和 100N、7200s的磨损表面形貌，从图9(c)中可以看出， (1)采用分段式倾斜板过流冷却铸造可以获得形 状规则组织细小的初生Si颗粒，但针状富Fe相无法 磨损表面大面积脱落，形成较大的剥落坑，剥落坑表面 通过过流冷却法进行组织细化及形貌改善. 分布有少量尺寸较大的磨损颗粒.在载荷100N(见图 9(d)作用下，由于磨损过程中，载荷过大，导致磨损 (2)当Mn/Fe为0时，针状8-AL,FeSi,相作为主要 表面塑性变形，长时间的摩擦过程中较硬的质点被反 富Fe相存在于过流冷却铸造的A。合金中：随着Mn/ 复作用并断裂，断裂的质点呈块状脱落，脱落之后在沟 Fe增加至0.52,8-Al4(Fe,Mn)Si2相作为主要针状富 槽内聚集，起到微观切削的作用，不断加深扩大沟槽， Fe相出现在A合金微观组织中，同时出现少量块状 a-As(Fe,Mn),Si,相：最终Mn/Fe为0.7时，块状和 剥落坑扩展.这种条件下，A,合金磨损面不是单一的 磨损机制，而是疲劳磨损、黏着磨损和磨料磨损共同作 汉字状或鱼骨状a-Als(Fe,Mn),Si,相作为主要富Fe 用.图9()为载荷100N、磨损时间7200s时A2合金磨 相存在于A,合金微观组织中. 损形貌，可以看到图中塑性剪切唇比较明显，剪切唇顶 (3)过共晶Al-22Si-2Fe合金中添加Mn元素可 部有撕裂现象，磨损表面分布有深浅不一和宽窄不等 以改善针状富Fe相形貌，使其细化为颗粒状，并同时 提高合金硬度和耐磨损性能 的犁沟，犁沟底部分布有少量磨损颗粒，边缘位置分布
王秋平等: Mn 元素对过流冷却过共晶 Al鄄鄄22Si鄄鄄2Fe鄄鄄 xMn 合金显微组织及耐磨性的影响 的添加量不足形成粗大鱼骨状化合物,并且导致针状 富 Fe 相中间断裂,断裂处产生裂纹,在切应力与赫兹 力共同作用下更易脱落. 但对 A2合金来说,相对 Si 颗 粒较软的块状 琢鄄Al 15 (Fe, Mn)3 Si 2相阻止了这些裂纹 的扩展,将 Si 颗粒紧紧的稳定在 Al 基体内,避免了 Si 颗粒的撕裂和脱落,降低了材料在磨损过程中的质量 损耗. 因此在相同磨损速率及载荷下,随着磨损时间 增长,三种合金磨损率差异也增大. 表 3 A0 、A1和 A2合金磨损实验数据 Table 3 Wear test data of A0 , A1 and A2 alloys 磨损速率/ (r·min - 1 ) 载荷/ N 磨损时间/ s A0 A1 A2 质量损失/ mg 磨损率/ % 质量损失/ mg 磨损率/ % 质量损失/ mg 磨损率/ % 50 100 1800 19 0郾 67 24 0郾 84 14 0郾 50 7200 121 4郾 10 135 4郾 76 66 2郾 33 500 20 1800 30 1郾 00 41 1郾 45 6 0郾 21 7200 90 3郾 20 111 3郾 92 58 2郾 03 图 9 为 A0 、A1和 A2合金表面磨损形貌,图 9( a)为 A0合金载荷 20 N、1800 s 条件下磨损表面形貌,可以看 到,磨损表面分布有许多从基体上脱落的板块状碎片, 部分碎片分布在塑性变形区顶部,部分分布在犁沟底 部,且犁沟底部还分布有尺寸较大的磨损颗粒. 载荷 100 N,磨损时间 7200 s 的 A0合金磨损面如图 9( b)所 示,表面磨损严重,只有少量犁沟,磨损试样表面脱落 严重,大量磨损颗粒覆盖在表面脱落区域,许多颗粒已 经被碾碎形成氧化颗粒层. 由于 A0合金试样磨损过程 中,磨损表面呈板块状脱落,因此,A0合金耐磨性能较 差. 图 9( c)、( d) 分别为 A1 合金载荷 20 N、1800 s 和 100 N、7200 s 的磨损表面形貌,从图 9(c)中可以看出, 磨损表面大面积脱落,形成较大的剥落坑,剥落坑表面 分布有少量尺寸较大的磨损颗粒. 在载荷 100 N(见图 9(d))作用下,由于磨损过程中,载荷过大,导致磨损 表面塑性变形,长时间的摩擦过程中较硬的质点被反 复作用并断裂,断裂的质点呈块状脱落,脱落之后在沟 槽内聚集,起到微观切削的作用,不断加深扩大沟槽, 剥落坑扩展. 这种条件下,A1合金磨损面不是单一的 磨损机制,而是疲劳磨损、黏着磨损和磨料磨损共同作 用. 图 9(f)为载荷 100 N、磨损时间 7200 s 时 A2合金磨 损形貌,可以看到图中塑性剪切唇比较明显,剪切唇顶 部有撕裂现象,磨损表面分布有深浅不一和宽窄不等 的犁沟,犁沟底部分布有少量磨损颗粒,边缘位置分布 有脱落颗粒经过碾压变为粉末状的磨损磨料. 因此, 载荷 100 N、磨损时间 7200 s 条件下,A2合金表面磨损 机制以黏着磨损和疲劳磨损为主,并伴有一定磨料磨 损机制. 图 9(e)为载荷 20 N、磨损时间 1800 s 时 A2合 金磨损形貌,相对载荷为 100 N 时,此时磨损表面塑性 变形不明显,撕裂现象有所改善. 表面同样分布有不 均匀的犁沟,承载面表面存在尺寸大小不一的磨损颗 粒. 因此,该条件下,磨损机制表现为磨料磨损为主, 并附带轻微黏着磨损. 3 结论 (1) 采用分段式倾斜板过流冷却铸造可以获得形 状规则组织细小的初生 Si 颗粒,但针状富 Fe 相无法 通过过流冷却法进行组织细化及形貌改善. (2) 当 Mn / Fe 为0 时,针状 啄鄄Al 4FeSi 2相作为主要 富 Fe 相存在于过流冷却铸造的 A0合金中;随着 Mn / Fe 增加至 0郾 52,啄鄄Al 4 ( Fe, Mn) Si 2相作为主要针状富 Fe 相出现在 A1 合金微观组织中,同时出现少量块状 琢鄄Al 15 (Fe, Mn)3 Si 2相;最终 Mn / Fe 为 0郾 7 时,块状和 汉字状或鱼骨状 琢鄄Al 15 (Fe, Mn)3 Si 2相作为主要富 Fe 相存在于 A2合金微观组织中. (3) 过共晶 Al鄄鄄22Si鄄鄄2Fe 合金中添加 Mn 元素可 以改善针状富 Fe 相形貌,使其细化为颗粒状,并同时 提高合金硬度和耐磨损性能. ·229·
·230· 工程科学学报，第39卷，第2期 图9不同实验条件下各合金表面磨损形貌.(a)A合金，载荷20N,磨损时间1800s;(b)A,合金，载荷100N,磨损时间7200s;(c)A, 合金，载荷20N,磨损时间1800s:(d)A,合金，载荷100N,磨损时间7200s:(e)A2合金.载荷20N,磨损时间1800s:()A合金，载荷 100N,磨损时间7200s Fig.9 Wear surface morphology of alloys under different test conditions:(a)Ao alloys,load 20N,wear time 1800s;(b)Ao alloys,load 100N, wear time 7200s;(c)A,alloys,load 20 N,wear time 1800s;(d)A,alloys,load 100N,wear time 7200s;(e)A,alloys,load 20 N,wear time 1800s:(f)A2 alloys,load 100 N,wear time 7200s 参考文献 (2):262 (张蓉，黄太文，刘林.过共品A-Si合金熔体中初生硅生长 [1]Zhang W,Yang F L,Gan W P,et al.Study of the hot deformation 特性.中国有色金属学报，2004,14(2)：262) behavior of the Al-35Si high silicon aluminum alloy.Mater Rer, [3]Guan R G,Zhao Z Y,Chao R Z,et al.Research and applications 2005,19(10):136 of melt treatment by vibrating sloping plat.Spec Cast Nonferrous (张伟，杨伏良，甘卫平，等.A-35Si高硅铝合金热变形行为 Al0s,2012,32(3):230 的研究.材料导报，2005,19(10)：136) (管仁国.赵占勇，钞润泽，等。倾斜板振动熔体处理技术研 [2]Zhang R,HuangT W,Liu L.Growth behavior of primary silicon 究与应用进展.特种铸造及有色合金，2012,32(3)：230) in hypereutectic Al-Si alloy.Chin J Nonferrous Met,2004,14 [4]Guan R G,Xing Z H,Wang C,et al.Preparation of semi-solid
工程科学学报,第 39 卷,第 2 期 图 9 不同实验条件下各合金表面磨损形貌. (a) A0合金, 载荷20 N, 磨损时间1800 s; (b) A0合金, 载荷100 N, 磨损时间7200 s; (c) A1 合金, 载荷 20 N, 磨损时间 1800 s; (d) A1合金, 载荷 100 N, 磨损时间 7200 s; (e) A2合金, 载荷 20 N,磨损时间 1800 s; (f) A0合金, 载荷 100 N, 磨损时间 7200 s Fig. 9 Wear surface morphology of alloys under different test conditions: (a) A0 alloys, load 20 N, wear time 1800 s; (b) A0 alloys, load 100 N, wear time 7200 s; (c) A1 alloys, load 20 N, wear time 1800 s; (d) A1 alloys, load 100 N, wear time 7200 s; (e) A2 alloys, load 20 N, wear time 1800 s; (f) A2 alloys, load 100 N, wear time 7200 s 参 考 文 献 [1] Zhang W, Yang F L, Gan W P,et al. Study of the hot deformation behavior of the Al鄄鄄35Si high silicon aluminum alloy. Mater Rev, 2005, 19(10): 136 (张伟, 杨伏良, 甘卫平, 等. Al鄄鄄35Si 高硅铝合金热变形行为 的研究. 材料导报, 2005, 19(10): 136) [2] Zhang R, Huang T W, Liu L. Growth behavior of primary silicon in hypereutectic Al鄄鄄 Si alloy. Chin J Nonferrous Met, 2004, 14 (2): 262 (张蓉, 黄太文, 刘林. 过共晶 Al鄄鄄 Si 合金熔体中初生硅生长 特性. 中国有色金属学报, 2004, 14(2): 262) [3] Guan R G, Zhao Z Y, Chao R Z,et al. Research and applications of melt treatment by vibrating sloping plat. Spec Cast Nonferrous Alloys, 2012, 32(3): 230 (管仁国, 赵占勇, 钞润泽, 等. 倾斜板振动熔体处理技术研 究与应用进展. 特种铸造及有色合金, 2012, 32(3): 230) [4] Guan R G, Xing Z H, Wang C,et al. Preparation of semi鄄solid ·230·
王秋平等：Mn元素对过流冷却过共晶Al-22Si-2Fe-xMn合金显微组织及耐磨性的影响 ·231· billets and its slurry by novel sloping plate process.Spec Cast Non- 3Cu合金的显微组织与相形成.北京科技大学学报，2009， ferrous Alloys,2007,27(1):31 31(8):1006) (管仁国，邢振环，王超.等.新型倾斜板技术制备半固态铝 [12]Lin C,Wu S S,Lii S L,et al.Effects of ultrasonic vibration and 合金坯料和浆料.特种铸造及有色合金，2007,27(1)：31) manganese on microstructure and mechanical properties of hyper- [5]Choi Y S,Lee JS,Kim WT,et al.Solidification behavior of Al- eutectic Al-Si alloy with 2%Fe.Intermetallics,2013,32:176 Si-Fe alloys and phase transformation of metastable intermetallic [13]Cai Y H,Liang R G,Hou L G,et al.Effect of Cr and Mn on compound by heat treatment.J Mater Sci,1999,34(9):2163 the microstructure of spray-formed Al-25Si-5Fe-3Cu alloy. [6]Kapranos P,Kirkwood D H,Atkinson H V,et al.Thixoforming Mater Sci Eng A,2011,528(12):4248 of an automotive part in A390 hypereutectic Al-Si alloy.J Mater [14]Li L,Zhou R F,Jiang Y H,et al.Effect of manganese on the Process Technol,2003,135(2):271 formation of Fe-rich phases in electromagnetic stirred hypereutec- [7]Chen B Q.Peng J B.Miao E.The influence of Mn on Fe-phase tic Al-22Si alloy with 2%Fe.Trans Indian Inst Met,2014,67 aspect in Al-Si alloy.J Wuhan Unir Technol Transp Sci Eng, (6):861 2002,26(4):61 [15]Huang H J,Zhang J S,Feng H.Effect of Mn on Fe phases in (陈冰泉，彭军波，缪鄂.Mn对A-Si合金中Fe相形态的影 spray-deposited Al-25Si-xFe-yMn alloys.J Univ Sci Technol 响.武汉理工大学学报（交通科学与工程版），2002,26(4)： Beijing,2010,32(2):219 61) (黄海军，张济山，冯皓.Mn对喷射沉积Al-25Si-xfe-Mn合 [8]Fan X M,Liu J F,Wen H Y.Effects of manganese on the mor- 金中Fe相的影响.北京科技大学学报，2010,32(2)：219) phology of iron phase and mechanical properties of Al-Si alloy [16]Zoltorevsky V S,Belov N A,Glazoff M V.Casting Aluminum with high Fe content.Spec Cast Nonferrous Alloys,2008,28(8): Alloys.Amsterdam of Holland:Elsevier,2007:42 594 [17]Hou L G,Cai Y H,Cui H,et al.Microstructure evolution and (范晓明，刘建方，文红艳.M对高铁铝硅合金中铁相形态 phase transformation of traditional cast and spray-formed hypereu- 和力学性能的影响.特种铸造及有色合金，2008,28(8)： tectic aluminium-silicon alloys induced by heat treatment.Int J 594) Miner Metall Mater,2010,17(3):297 [9]Jia Y,Zhao P.Effects of Al-Si-Mn-Fe phase in hypereutectic [18]Birol Y.Cooling slope casting and thixoforming of hypereutectic Al-Si alloy.J Chengdu Unin Technol,2001,28(2):214 A390 alloy.J Mater Process Technol,2008,207(1):200 (贾雨，赵平.过共品铝硅合金中A-Si-Mn-Fe相的形态影 [19]Huang H J,Cai Y H,Cui H,et al.Influence of Mn addition on 响因素.成都理工学院学报，2001,28(2)：214) microstructure and phase formation of spray-deposited Al-25Si- 10]Kim H Y,Park T Y,Han S W,et al.Effects of Mn on the crys- xFe-yMn alloy.Mater Sci Eng A,2009,502(1):118 tal structure of a-Al (Mn,Fe)Si particles in A356 alloys.J[20]Zhong G.Wu SS,An P,et al.Microstructure and properties of Cryst Growth,2006,291(1):207 high silicon aluminum alloy with 2%Fe prepared by rheo-cast- [11]Hou L G,Cui H,Cai Y H,et al.Microstructures and phase for- ing.Trans Nonferrous Met Soc China,2010,20(9):1603 mation of cast and spray-formed Al-25Si-5Fe-3Cu alloys.[21]Gowri S,Samuel FH.Effect of alloying elements on the solidifi- Univ Sci Technol Beijing,2009.31(8):1006 cation characteristies and microstructure of Al-Si-Cu-Mg-Fe (侯陇刚，崔华，蔡元华，等.铸态和沉积态A-25Si-5Fe- 380 alloy.Metall Mater Trans A.1994,25(2):437
王秋平等: Mn 元素对过流冷却过共晶 Al鄄鄄22Si鄄鄄2Fe鄄鄄 xMn 合金显微组织及耐磨性的影响 billets and its slurry by novel sloping plate process. Spec Cast Non鄄 ferrous Alloys, 2007, 27(1): 31 (管仁国, 邢振环, 王超, 等. 新型倾斜板技术制备半固态铝 合金坯料和浆料. 特种铸造及有色合金, 2007, 27(1): 31) [5] Choi Y S, Lee J S, Kim W T, et al. Solidification behavior of Al鄄鄄 Si鄄鄄Fe alloys and phase transformation of metastable intermetallic compound by heat treatment. J Mater Sci, 1999, 34(9): 2163 [6] Kapranos P, Kirkwood D H, Atkinson H V, et al. Thixoforming of an automotive part in A390 hypereutectic Al鄄鄄 Si alloy. J Mater Process Technol, 2003, 135(2): 271 [7] Chen B Q, Peng J B, Miao E. The influence of Mn on Fe鄄phase aspect in Al鄄鄄 Si alloy. J Wuhan Univ Technol Transp Sci Eng, 2002, 26 (4): 61 (陈冰泉, 彭军波, 缪鄂. Mn 对 Al鄄鄄 Si 合金中 Fe 相形态的影 响. 武汉理工大学学报(交通科学与工程版), 2002, 26(4): 61) [8] Fan X M, Liu J F, Wen H Y. Effects of manganese on the mor鄄 phology of iron phase and mechanical properties of Al鄄鄄 Si alloy with high Fe content. Spec Cast Nonferrous Alloys, 2008, 28(8): 594 (范晓明, 刘建方, 文红艳. Mn 对高铁铝硅合金中铁相形态 和力学性能的影响. 特种铸造及有色合金, 2008, 28 (8 ): 594) [9] Jia Y, Zhao P. Effects of Al鄄鄄 Si鄄鄄 Mn鄄鄄 Fe phase in hypereutectic Al鄄鄄 Si alloy. J Chengdu Univ Technol, 2001, 28(2): 214 (贾雨, 赵平. 过共晶铝硅合金中 Al鄄鄄 Si鄄鄄 Mn鄄鄄 Fe 相的形态影 响因素. 成都理工学院学报, 2001, 28(2): 214) [10] Kim H Y, Park T Y, Han S W, et al. Effects of Mn on the crys鄄 tal structure of 琢鄄Al ( Mn, Fe) Si particles in A356 alloys. J Cryst Growth, 2006, 291(1): 207 [11] Hou L G, Cui H, Cai Y H,et al. Microstructures and phase for鄄 mation of cast and spray鄄formed Al鄄鄄 25Si鄄鄄 5Fe鄄鄄 3Cu alloys. J Univ Sci Technol Beijing, 2009, 31(8): 1006 (侯陇刚, 崔华, 蔡元华, 等. 铸态和沉积态 Al鄄鄄25Si鄄鄄5Fe鄄鄄 3Cu 合金的显微组织与相形成. 北京科技大学学报, 2009, 31(8): 1006) [12] Lin C, Wu S S, L俟 S L, et al. Effects of ultrasonic vibration and manganese on microstructure and mechanical properties of hyper鄄 eutectic Al鄄鄄 Si alloy with 2% Fe. Intermetallics, 2013, 32: 176 [13] Cai Y H, Liang R G, Hou L G, et al. Effect of Cr and Mn on the microstructure of spray鄄formed Al鄄鄄 25Si鄄鄄 5Fe鄄鄄 3Cu alloy. Mater Sci Eng A, 2011, 528(12): 4248 [14] Li L, Zhou R F, Jiang Y H, et al. Effect of manganese on the formation of Fe鄄rich phases in electromagnetic stirred hypereutec鄄 tic Al鄄鄄22Si alloy with 2% Fe. Trans Indian Inst Met, 2014, 67 (6): 861 [15] Huang H J, Zhang J S, Feng H. Effect of Mn on Fe phases in spray鄄deposited Al鄄鄄 25Si鄄鄄 xFe鄄鄄 yMn alloys. J Univ Sci Technol Beijing, 2010, 32(2): 219 (黄海军, 张济山, 冯皓. Mn 对喷射沉积 Al鄄鄄25Si鄄鄄 xFe鄄鄄 yMn 合 金中 Fe 相的影响. 北京科技大学学报, 2010, 32(2): 219) [16] Zoltorevsky V S, Belov N A, Glazoff M V. Casting Aluminum Alloys. Amsterdam of Holland: Elsevier, 2007: 42 [17] Hou L G, Cai Y H, Cui H, et al. Microstructure evolution and phase transformation of traditional cast and spray鄄formed hypereu鄄 tectic aluminium鄄silicon alloys induced by heat treatment. Int J Miner Metall Mater, 2010, 17(3): 297 [18] Birol Y. Cooling slope casting and thixoforming of hypereutectic A390 alloy. J Mater Process Technol, 2008, 207(1): 200 [19] Huang H J, Cai Y H, Cui H, et al. Influence of Mn addition on microstructure and phase formation of spray鄄deposited Al鄄鄄 25Si鄄鄄 xFe鄄鄄 yMn alloy. Mater Sci Eng A, 2009, 502(1): 118 [20] Zhong G, Wu S S, An P, et al. Microstructure and properties of high silicon aluminum alloy with 2% Fe prepared by rheo鄄cast鄄 ing. Trans Nonferrous Met Soc China, 2010, 20(9): 1603 [21] Gowri S, Samuel F H. Effect of alloying elements on the solidifi鄄 cation characteristics and microstructure of Al鄄鄄 Si鄄鄄 Cu鄄鄄 Mg鄄鄄 Fe 380 alloy. Metall Mater Trans A, 1994, 25(2): 437 ·231·