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·