快速凝固法制備過共晶鋁硅合金

快速凝固法制備過共晶鋁硅合金

過共晶鋁硅合金具有高耐腐蝕性和低熱膨脹性。它是制造熱塞子、電機殼體襯套等精細磨損材料的優(yōu)質材料。在正常的制造條件下，由于冷卻速度緩慢，大型初相的分離破壞了基本結構的連續(xù)性，顯著降低了材料的強度和耐候性。對鋁鐵礦的變形和過度處理可以改善初相的形狀，并改進其原有的硅。然而，如果硅含量超過20%（質量%），變質處理和過度精煉不能從根本上消除硅相的不利影響。通過高速硬化技術，可以細化組織，得到微納米晶的復合結構，提高材料的強度和彈性。最新的研究表明，與具有特定微納米晶體或微納米晶體的組織相比，具有微納米結晶或雙相結構的金屬材料具有非常顯著的機械性，尤其是塑料薄膜。冷卻速度對普通金屬氧化銀鉻合金的組織形狀和性能產生了很大的影響。分析快速結晶對帥化性組織的作用機制對指導實際生產非常重要。在這項工作中，我們使用了sem、tem和xrd技術來研究高速結晶及其對耐腐蝕性。1試驗方法和條件.試驗條件采用Al-0.3%Ti電解低鈦鋁合金、99%的多晶硅、純Mg、Al-49%Cu合金、Al-10%Mn合金,在氬氣保護下真空熔煉得到Al-21Si和Al-30Si鑄態(tài)鋁硅合金,試驗合金化學成分見表1.快速凝固條帶在單輥旋轉甩帶機上制備,氬氣壓力0.06MPa,輥輪直徑400mm,轉速1600r/min.薄帶厚度20～30μm,寬度5～10μm.微觀組織采用JSM-5610LV掃描電鏡、H-800型透射電鏡(TEM)進行檢測,用XRD技術分析相組成和晶格常數變化規(guī)律.顯微硬度在MH-3顯微硬度計上進行,載荷50kg,保荷時間10s.室溫潤滑磨損試驗在MM-200磨損試驗機上進行.試驗采用盤塊對摩方法,摩擦副40Cr鋼.試驗條件:室溫,變載荷30、50N,圓盤轉速200r/min,以11～14滴/min的速度滴注20#機油潤滑.試樣先預磨5min,設定測試磨損時間為15和30min,每次磨損完畢用丙酮清洗試樣,電吹風烘干,采用BS210S型萬分之一電光分析天平測量磨損失重.2結果與討論2.1及凝固條件的影響圖1是Al-21Si合金快速凝固后微觀組織形貌SEM照片.可以看出:快速凝固后的組織形貌與傳統(tǒng)凝固組織相比,不僅晶粒尺寸顯著細化,而且組織形貌也發(fā)生了徹底變化,合金組織特征表現為大量細小雪花狀等軸枝晶,呈典型的亞共晶組織特征,晶粒主要生長方向上的長度僅為1μm左右,二次臂間距為100～200nm,分布均勻.圖2示出了快速凝固Al-21Si試驗合金組織透射電鏡(TEM)照片及對應選區(qū)電子衍射花樣.明場像表明合金的相結構為等軸晶和羽毛針列狀共晶體組成.等軸晶的相結構為納米級,對應的電子衍射花樣標定為α-Al相.羽毛針列狀共晶體的局部放大TEM形貌及衍射花樣如圖3所示,標定結果為(α+Si)共晶體,共晶硅結構細小,衍射結果為光滑連續(xù)的環(huán),具有明顯的多晶特征.與傳統(tǒng)凝固過共晶鋁硅合金組織相比,快速凝固組織形貌發(fā)生了明顯變化,組織中無塊狀初生Si相.分析認為在快速凝固條件下,合金凝固冷卻速度高達106℃/s,使得初生硅的擴散、形核和生長受到抑制,致使α-Al相作為領先相形核生長,組織呈典型的亞共晶組織特征.同時,高的冷卻速度使共晶組織得到有效的細化,形成羽毛針列狀共晶組織.Al-21Si合金快速凝固后形成微納米基內生等軸枝晶的復合組織.快速凝固Al-21Si合金的X射線衍射分析結果如圖4所示.可以看出,XRD譜圖上除了明顯的衍射峰外,還有一些標志非晶特征的微小漫散射峰.經分析標定,這些衍射尖峰由左至右分別很好地對應于(111)α、(220)α、(111)β、(220)β、(311)α和(222)α.α-Al相的衍射峰較強,2個β-Si相的衍射峰較弱.表明高的冷卻速度使硅元素過飽和固溶于α-Al固溶體中,初生硅相的形核和生成受到抑制,Al-21Si合金快速凝固得到亞共晶組織.根據XRD測定的α-Al相衍射角偏移量計算Al-21Si合金中α-Al對應的晶格常數,其值為0.4018nm,小于Al-0.2Ti合金快速凝固時晶格常數為0.4045nm.晶格常數的減小緣于α-Al固溶體晶格畸變和過飽和固溶體的形成.合金凝固時,高的冷卻速度使晶體空位及合金元素固溶度增加,冷卻速度越高,畸變量越大,凝固結晶最終引起晶格收縮,晶格常數減小.2.2組織及分析圖5示出了傳統(tǒng)凝固和快速凝固Al-30Si合金的微觀組織.與Al-21Si合金明顯不同,快速凝固Al-30Si合金表現出典型的過共晶組織特征.與傳統(tǒng)凝固組織相比,快速凝固高硅鋁合金硅相的形態(tài)、尺寸和分布都得到了明顯的改善.初晶Si相以及α-Al枝晶明顯細化,Si相棱角鈍化,α-Al晶界輪廓清晰,塊狀的初晶Si相尺寸小于5μm,均勻分布在基體之中.快速凝固使合金熔體具有更高的冷卻速度和更大的過冷度,合金熔體在凝固過程中萌生出更多的初生Si晶核,生長時間很短,合金的微觀組織得到顯著細化.圖6示出了快速凝固Al-30Si合金透射電鏡(TEM)明場像形貌及衍射花樣.與Al-21Si合金相比,組織中存在明顯的塊狀初晶Si相,且衍射斑點表現為孿晶特征.從圖中可以看出衍射斑點沿孿晶面構成鏡面對稱位向關系.共晶Si呈粒狀,均勻分布在基體之中.圖7為快速凝固Al-30Si試驗合金的XRD衍射圖譜.圖譜結果表明Al-30Si的衍射峰主要由α-Al和Si相的衍射峰組成,另外還存在一些微小的散漫峰.與快速凝固Al-21Si合金相比,快速凝固Al-30Si合金XRD譜圖上出現的β-Si衍射峰強度相對增加,這說明Al-30Si在快速凝固條件下組織中有更多、更明顯的Si相存在,進一步表明快速凝固組織中具有初晶Si相.快速凝固Al-30Si合金形成了初生Si加顆粒狀共晶Si均勻分布于基體的復合組織中.2.3不同常態(tài)凝固條件下的摩擦學行為傳統(tǒng)凝固和快速凝固條件下Al-21Si和Al-30Si合金的顯微硬度見表2.由表可以看出,快速凝固明顯提高合金顯微硬度.結合前文分析,導致這一結果的主要原因:一是快速凝固使基體發(fā)生過飽和,晶格嚴重畸變,顯微組織大量高密度位錯形成,組織內部產生晶格錯配強化和位錯強化;二是在快速凝固使晶粒細化,組織發(fā)生細晶強化.傳統(tǒng)凝固和快速凝固條件下Al-21Si和Al-30Si合金在室溫潤滑條件下的磨損結果見表3.對比磨損試驗結果可知,Al-21Si和Al-30Si合金快速凝固后的耐磨性約為傳統(tǒng)金屬型的4～5倍.隨著Si含量的增加,快速凝固高硅鋁合金的磨損失重減小,耐磨性提高,快速凝固Al-30Si合金的耐磨性約為快速凝固Al-21Si多元合金的1.7倍.不同條件下制備的過共晶硅鋁合金的磨損形貌如圖8所示.常態(tài)凝固條件下的Al-21Si和Al-30Si合金,磨損表面除了犁溝磨痕外,還出現一些初生硅相在反復摩擦過程中斷裂而發(fā)生剝落所形成的剝落坑,剝落坑呈長條狀,尺寸較大,磨損機制呈典型的犁溝顯微切削和疲勞剝落磨損機制.快速凝固制備合金的磨損表面上只觀察到犁溝磨痕,未觀察到剝落坑,磨損面更加平整,犁溝磨痕深度淺、寬度小;磨損表面由輕微的光滑承載面和犁溝相間存在,相鄰犁溝之間有金屬經反復塑性變形和碾壓而形成的流變產物,表明快速凝固合金的磨損機制為磨粒磨損和塑性變形磨損.結合圖1和圖5,常態(tài)凝固條件下過共晶鋁硅合金組織由形狀不規(guī)則的板塊狀初晶Si相、纖維狀的共晶Si及基體組成.板塊狀初晶Si對合金基體產生嚴重的割裂作用,在集中應力作用下Si相容易斷裂脫落,產生剝落磨損;而且基體強度和硬度較低,磨粒磨損犁溝寬而深,故合金的耐磨性能相對較低,磨損機制為犁溝顯微切削和疲勞剝落.快速凝固Al-21Si合金組織為亞共晶組織,硅一部分固溶于α-Al相中,一部分以微納米級顆粒狀或針列狀存在于共晶體中,組織致密,晶粒細小達到微納米級.共晶硅是硬質點相,它的存在增加了鋁合金軟基體的承載能力,提高了基體的整體硬度和抗磨能力.磨損過程中難以形成硅相脫落,磨損機理發(fā)生改變,由犁溝顯微切削和疲勞剝落轉變?yōu)槟チＤp,耐磨性顯著提高.同時,在摩擦過程中過飽和α固溶體可以脫溶大量的硅相,進一步提高合金的耐磨性.快速凝固Al-30Si合金的微觀組織為微小的顆粒狀或塊狀的初晶Si相彌散分布于粒狀的共晶組織基體上,初晶Si相顆粒尺寸小于5μm,與基體結合牢固,對基體的割裂作用減弱,形成韌性好、強度高的基體上分布著硬質點相的理想的抗磨組織.初晶硅顆粒阻礙了鋁基體與摩擦副的直接接觸,有利于潤滑油的進入,提高合金的抗磨性能.由此可知,過共晶鋁硅合金的微觀組織中硅相尺寸和形狀對合金的耐磨性和磨損機制產生很大的影響.常規(guī)金屬型鑄造,長條狀初生硅相導致合金以大塊剝落的機制而產生磨損,磨損大,耐磨性相對較低.快速凝固高硅鋁合金的組織為細小的顆粒狀硅分布于基體中,形成了韌性好、強度高的基體上分布著硬的質點相的理想的抗磨組織,使快速凝固高硅鋁合金具有優(yōu)良的耐磨性.3b.al-20si合金的結構表征a.快速凝固Al-Si系合金組織中存在著α-Al相、β-Si相和(α+β)共晶組織競爭選擇.Al-21Si合金快速凝固組織中硅相的形核與生長受到抑制,初生硅不能析出,α-Al相領先共晶形核生長,Si相部分過飽和固溶于α-Al基體中,形成微納米級亞共晶組織.b.Al-30