梁新理　黃大賀　王金國　劉玲卓　付璟璟

摘 要：研究了Mn對(duì)過共晶鋁硅合金中富鐵相的影響，對(duì)比了鑄態(tài)下Al-16Si和經(jīng)過Mn變質(zhì)后的Al-16Si-2Fe在不同溫度下的摩擦磨損行為，總結(jié)了基體合金和新型過共晶鋁硅合金的干摩擦磨損機(jī)理。

關(guān)鍵詞：過共晶鋁硅合金；富鐵相；摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)；干摩擦

中圖分類號(hào)：TG292 文獻(xiàn)標(biāo)識(shí)碼：A DOI：10.15913/j.cnki.kjycx.2016.21.012

1 概述

基于汽車輕量化的要求，過共晶Al-Si合金缸套的使用已經(jīng)成為發(fā)展趨勢(shì)，其具有質(zhì)量輕、熱導(dǎo)率大、與新型的鋁合金缸體和活塞的熱脹系數(shù)更匹配等優(yōu)點(diǎn)。德國等已經(jīng)用噴射沉積法批量生產(chǎn)了共晶鋁硅合金缸套，并成功應(yīng)用于“全鋁發(fā)動(dòng)機(jī)”。而國內(nèi)主要采用鑄造法生產(chǎn)過共晶合金缸套。缸套在高溫下的磨損失效是其主要失效形式，因此，考慮添加Fe元素以提高其高溫磨損性能。但Fe的加入具有兩重性，一方面會(huì)在鑄造過共晶Al-Si合金中形成粗大的富鐵相割裂基體，使合金的耐磨性下降；另一方面，合金中形成的富鐵相會(huì)提高其高溫穩(wěn)定性。所以，本文采用中和元素Mn細(xì)化過共晶Al-Si-Fe合金中的粗大富鐵相。

研究表明，不同的Mn/Fe質(zhì)量比合金中地富鐵相形貌不同。本文在實(shí)驗(yàn)中發(fā)現(xiàn)，向過共晶Al-16Si-2Fe合金中加入Mn后，隨著Mn含量的增加，組織中粗大的長針狀富鐵相開始消失，逐漸變?yōu)榧?xì)小的枝晶狀和粒狀。隨著合金中的Mn含量達(dá)到2%，即Mn/Fe質(zhì)量比為1∶1時(shí)，過共晶Al-16Si-2Fe合金中的富鐵相全部轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的枝晶狀和顆粒狀，Mn對(duì)合金中富鐵相的細(xì)化效果最佳；進(jìn)一步增大Mn含量，AlSiFeMn四元相開始長大，當(dāng)Mn/Fe質(zhì)量比超過1∶1，繼續(xù)增加Mn含量至4%時(shí)，Mn對(duì)富鐵相的細(xì)化作用幾乎完全消失，合金中又會(huì)重新出現(xiàn)粗大的長針狀四元富鐵相組織。因此，本文采用Mn/Fe質(zhì)量比為1∶1制備出新型過共晶鋁硅合金Al-16Si-2Fe-2Mn，在型號(hào)為MG2000高速高溫摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行銷-盤式干摩擦磨損。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 溫度的影響

為了表述方便，在以下的表述中將過共晶Al-16Si合金簡稱為A合金，將Al-16Si-2Fe-2Mn合金簡稱B合金，并采用距離磨損率來表征材料的磨損率。試驗(yàn)時(shí)溫度是唯一變量，施加

的載荷為10 N，磨損時(shí)間為20 min，試驗(yàn)機(jī)的轉(zhuǎn)速為150 r/min，滑動(dòng)速度為0.47 m/s，溫度的變化范圍為25～350 ℃。不同溫度下A合金和B合金的磨損率如圖1所示。

從圖1可以看出，在達(dá)到臨界轉(zhuǎn)變溫度之前，A合金和B合金的磨損率呈降低趨勢(shì)，這種結(jié)果的出現(xiàn)與鋁合金表面生成的氧化膜有很大的關(guān)系。在低溫時(shí)，主要是試樣與磨盤之間有直接磨損；當(dāng)溫度升高到一定程度時(shí)，合金表面生成的氧化膜增多，對(duì)試樣產(chǎn)生保護(hù)作用。由于Al2O3的硬度很高，在磨損過程中，實(shí)際上相當(dāng)于試樣表面的氧化膜與磨盤進(jìn)行摩擦，阻止了金屬-金屬這種形式的直接接觸，從而降低了合金的磨損率。A合金、B合金的臨界轉(zhuǎn)變溫度分別約為260 ℃和300 ℃，超過臨界溫度合金的磨損率均急劇增大。但在相同的試驗(yàn)溫度下，B合金的磨損率要比A合金的小得多。由此可見，B合金中加入了Fe和Mn形成了較多彌散分布在基體中的高溫穩(wěn)定相，使得B合金在高溫摩擦磨損時(shí)更能抵抗高溫導(dǎo)致的軟化現(xiàn)象，從而提高了合金的抗高溫磨損性能。

在圖2中，（a）（g）的溫度為25 ℃，（b）（h）的溫度為100 ℃，（c）（i）的溫度為 200 ℃，（d）（j）的溫度為260 ℃，（e）（k）的溫度為300 ℃，（f）（l）的溫度為320 ℃。從圖2中可已看出，在常溫時(shí)，A合金、B合金表面都出現(xiàn)了許多粘著坑。總體上，A合金在常溫下的粘著磨損更嚴(yán)重。EDS分析表明，材料中O的質(zhì)量百分比為27.31%，F(xiàn)e的質(zhì)量百分比為13.21%.基體合金A在磨損時(shí)表面被氧化，發(fā)生了質(zhì)的轉(zhuǎn)移，即摩擦過程中銷試樣和對(duì)磨盤中的元素相互擴(kuò)散，對(duì)磨鋼盤脫落的Fe的氧化物經(jīng)摩擦黏在了A合金的表面上產(chǎn)生了轉(zhuǎn)移膜。B合金中O含量為29.72%，F(xiàn)e含量為9.89%.這表明在室溫下合金A和合金B(yǎng)都發(fā)生了氧化磨損和粘著磨損。同時(shí)，A合金和B合金表面都有犁溝存在，說明常溫下二者的磨損機(jī)理均為氧化磨損，磨粒磨損和輕微的粘著磨損。

圖2中的（b）（c）（d）（h）（i）（j）分別是合金A和合金B(yǎng)在100 ℃、200 ℃和260 ℃時(shí)的磨損形貌。由磨損形貌可知，隨著溫度的升高，合金的磨損表面與常溫時(shí)相比相對(duì)光滑，表面的粘著坑與常溫時(shí)相比數(shù)量較少。這表明氧化膜的保護(hù)作用使合金避免了與對(duì)磨鋼盤的直接摩擦。常溫和200 ℃下，A合金、B合金的EDS分析結(jié)果如3和圖4所示。從圖3和圖4中可知，A合金、B合金在200 ℃下磨損表面的氧含量都要比在常溫下的高，由此也可進(jìn)一步確定合金在較高溫度下的磨損性能高于室溫時(shí)的磨損性能，而表面氧化膜的保護(hù)作用是其重要原因。而在磨損試樣表面檢測到Cr元素是在干摩擦過程中Cr元素從對(duì)磨鋼盤中通過擴(kuò)散或?qū)δケP中的磨屑轉(zhuǎn)移到試樣表面的結(jié)果。

當(dāng)溫度達(dá)到300 ℃時(shí)，合金A的磨損表面出現(xiàn)了剝層和大量的孔洞，表面的物質(zhì)已經(jīng)大塊脫落。由于摩擦的不斷進(jìn)行，試樣表面出現(xiàn)裂紋并擴(kuò)展最后形成了圖3所示的孔洞。而B合金的磨損表面與A合金相比仍然較光滑，并有很多顆粒附著在上面，如圖4所示。當(dāng)溫度為320 ℃時(shí)，合金A表面有很深的溝存在，這是材料表面物質(zhì)大量脫落的結(jié)果。此時(shí)，合金B(yǎng)表面也開始出現(xiàn)表層物質(zhì)脫落的現(xiàn)象。

2.2 基體和新型過共晶鋁硅合金摩擦分析

大量的研究表明，合金在磨損時(shí)其表面會(huì)存在一層與材料的原始組織完全不同的混合層，也就是機(jī)械混合層（MML）。機(jī)械混合層的存在對(duì)合金的摩擦磨損性能有著重要的影響，對(duì)揭示材料的摩擦磨損機(jī)理起到了一定的作用。圖5是A合金和B合金在不同磨損條件下的亞表層組織。在圖5的（a）（b）中，綠線右側(cè)為合金的機(jī)械混合層，紅線和綠線之間為變形層，紅線左側(cè)為基體組織。對(duì)比（a）（b）可知，A合金的機(jī)械混合層厚度較大，且其破壞嚴(yán)重，機(jī)械混合層中有很多孔洞；而在相同條件下，B合金的機(jī)械混合層厚度較小且比較致密，正是致密的機(jī)械混合層在合金磨損時(shí)對(duì)合金起到了保護(hù)的作用，阻止了合金的嚴(yán)重磨損。

3 結(jié)論

本文采用傳統(tǒng)鑄造法制備了新型過共晶鋁硅合金，用Mn對(duì)富鐵相進(jìn)行細(xì)化處理，對(duì)比了不同溫度條件下基體和新型過共晶鋁硅合金的高溫摩擦磨損性能，并分析了其摩擦磨損機(jī)理，主要得出了以下結(jié)論：①過共晶Al-Si-Fe合金中加入適量的變質(zhì)元素Mn后，粗大的針狀富鐵相變?yōu)榧?xì)小的枝晶狀和粒狀四元富鐵相，這些具有高溫穩(wěn)定性的硬質(zhì)相彌散地分布在基體中，提高了合金的高溫耐磨性。②新型過共晶鋁硅合金與基體合金相比有著更高的臨界轉(zhuǎn)變溫度和更強(qiáng)的抗磨損能力，在高溫下具有更加優(yōu)異的抗粘著磨損性能。在臨界溫度以下低溫低載時(shí)，材料的磨損機(jī)理主要為磨粒磨損；高溫低載時(shí)其主要磨損機(jī)理為氧化磨損和輕微粘著磨損；當(dāng)溫度超過臨界點(diǎn)后或施加的載荷較大時(shí)，材料的磨損機(jī)理主要為嚴(yán)重的剝層磨損或者熔化磨損。

參考文獻(xiàn)

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〔編輯：張思楠〕