·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·