A390過共晶硅鋁合金變質(zhì)

A390過共晶硅鋁合金變質(zhì).txt如果不懂就說出來，如果懂了，就笑笑別說出來。貪婪是最真實(shí)的貧窮，滿足是最真實(shí)的財(cái)富。幽默就是一個(gè)人想哭的時(shí)候還有笑的興致。本文由guochao_yang貢獻(xiàn)pdf文檔可能在WAP端瀏覽體驗(yàn)不佳。建議您優(yōu)先選擇TXT，或下載源文件到本機(jī)查看。中南大學(xué)碩士學(xué)位論文A390過共晶鋁硅合金變質(zhì)及熱處理組織、性能研究姓名：林家平申請(qǐng)學(xué)位級(jí)別：碩士專業(yè)：材料學(xué)指導(dǎo)教師：肖于德20090619中南人學(xué)碩上學(xué)位論文摘要摘要采用鑄錠冶金方法制備了添加ＡＩ一５Ｔｉ．２Ｂ、Ａ１．１０Ｓｒ、Ａ１．１０Ｌａ和Ｃｕ．１３Ｐ細(xì)化、變質(zhì)處理的Ａ３９０過共晶鋁硅合金，通過力學(xué)性能測(cè)試、硬度測(cè)試、熱膨脹系數(shù)測(cè)試、耐磨性分析、金相分析、ＸＲＤ分析、ＳＥＭ、ＴＥＭ和ＥＤＳ等方法研究了細(xì)化、變質(zhì)處理對(duì)Ａ３９０合金組織及性能變化的影響，并對(duì)其熱處理制度進(jìn)行了初步探討。研究結(jié)果表明：（１）Ｐ、Ｐ＋Ｌａ、Ｐ＋Ｌａ＋Ｓｒ及三聯(lián)變質(zhì)（Ｐ＋Ｌａ＋Ｓ什Ａ１．Ｔｉ．Ｂ）變質(zhì)處理均可改善Ａ３９０合金的鑄態(tài)組織，其中，經(jīng)三聯(lián)變質(zhì)處理后，初晶硅變得均勻細(xì)小，長(zhǎng)針狀的共晶硅變成短桿狀或點(diǎn)蠕狀，相對(duì)未變質(zhì)合金，抗拉強(qiáng)度提高了３３．５％。（２）經(jīng)過三聯(lián)變質(zhì)處理的Ａ３９０合金的最優(yōu)熱處理工藝為５００。Ｃ／４ｈ固溶，水淬后１６５℃／１２ｈ時(shí)效。（３）鑄造Ａ３９０合金經(jīng)細(xì)化、變質(zhì)處理及熱處理后，熱膨脹系數(shù)減小，耐磨性得到改善，磨損率與摩擦系數(shù)都較未處理的合金要小。經(jīng)過熱處理后的三聯(lián)變質(zhì)處理Ａ３９０合金具有優(yōu)良的耐磨性能。關(guān)鍵詞：Ａ３９０合金，變質(zhì)處理，熱處理工藝，耐磨性ＳｃｉｅｎｔｉｆｉｃＤｉｓｓｅｒｔａｔｉｏｎｏｆＭａｓｔｅｒＤｅｇｒｅｅ，ＣＳＵＡＢＳＴＲＡＣＴＡＢＳＴＲＡＣＴＴｈｅＡ３９０ｈｙｐｅｒｅｕｔｅｃｔｉｃＡＩ?ＳｉａｌｌｏｙｓａｍｐｌｅｓｗｅｒｅｗａｓｐｒｅｐａｒｅｄｂｙｉｎｇｏｔｍｅｔａｌｌｕｒｇｙｍｅｔｈｏｄｗｈｅｒｅｃｏｍｐｌｅｘｍｏｄｉｆｉｃａｔｉｏｎＷａｓｕｔｉｌｉｚｅｄｄｕｒｉｎｇｔｈｅｐｒｏｃｅｓｓ．Ｔｈｅｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆｍｏｄｉｆｉｃａｔｉｏｎｏｎｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ，ｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓａｎｄｗｅａｒｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＡ３９０ａｌｌｏｙｗｅｒｅｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄｂｙｉｍｐａｃｔｔｏｕｇｈｎｅｓｓｔｅｓｔ，ｈａｒｄｎｅｓｓｍｅａｓｕｒｅｍｅｎｔ，ｃｏｅｆｆｉｃｉｅｎｔｏｆｔｈｅｒｍａｌｅｘｐａｎｓｉｏｎｔｅｓｔ，ｗｅａｒｒｅｓｉｓｔａｎｃｅｔｅｓｔ，ＯＭ，ＸＲＤ，ＳＥＭ，ＴＥＭａｎｄＥＤＳ．Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓａｒｅａｓｆｏｌｌｏｗｉｎｇ：ａｎｄ（１）Ｐｈｏｓｐｈｏｒｕｓｍｏｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ，ｐｈｏｓｐｈｏｒｕｓｃｏｍｐｌｅｘｌａｎｔｈａｎｕｍｍｏｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ。ｔｒｉｐｌｅｕｎｉｔｅｄｐｈｏｓｐｈｏｒｕｓ，ｌａｎｔｈａｎｕｍａｎｄｓｔｒｏｎｔｉｕｍｍｏｄｉｆｉｃａｔｉｏｎａｎｄｃｏｍｐｌｅｘｍｏｄｉｆｉｃａｔｉｏｎＣａｎｉｍｐｒｏｖｅｔｒｉｐｌｅｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆＡ３９０ａｌｌｏｙ．Ａｆｔｅｒｔｒｅａｔｅｄｂｙｄｅｃｌｉｎｅｄｉｓａｌｍｏｓｔｕｎｉｔｅｄｃｏｍｐｌｅｘｍｏｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ，ｔｈｅｓｉｚｅｏｆｐｒｉｍａｒｙｓｉｌｉｃｏｎｏｆＡ３９０ａｌｌｏｙａｎｄｉｔｓｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎｂｅｃａｍｅｕｎｉｆｏｒｍｌｙ．Ｔｈｅａｔｌｏｎｇｎｅｅｄｌｅｌｉｋｅｅｕｔｅｃｔｉｃｓｉｌｉｃｏｎｄｉｓａｐｐｅａｒｅｄ．Ｔｈｅｓｔｒｅｎｇｔｈｒｏｏｍｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｈａｓｂｅｅｎｉｎｃｒｅａｓｅｄｂｙ３３．５％．ｆｏｒ４ｈｏｕｒｓ，ｑｕｅｎｃｈｉｎｇｉｎｗａｔｅｒａｎｄｔｈｅｎａｇｅｄ（２）ＴｈｅｏｐｔｉｍｕｍｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｐｒｏｃｅｓｓｆｏｒｔｒｉｐｌｅｕｎｉｔｅｄｃｏｍｐｌｅｘｍｏｄｉｆｉｅｄＡ３９０ａｌｌｏｙｉｓｓｏｌｉｄｓｏｌｕｔｉｏｎｉｎ５００＂Ｃｉｎ１６５。Ｃｆｏｒ１０ｈｏｕｒｓ．Ｕｎｄｅｒｔｈｉｓｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｐｒｏｃｅｓｓ，ｔｈｅｍａｉｎｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇｐｈａｓｅｓａｒｅ０’，０”一（Ａ１２Ｃｕ）ａｎｄＢ（Ｍ９２Ｓｉ）．ｗｅａｒｒｅｓｉｓｔａｎｃｅａｂｉｌｉｔｙｏｆＡ３９０ａｌｌｏｙＷａｓｉｍｐｒｏｖｅｄａｎｄ（３）Ｔｈｅｔｒｅａｔｅｄａｂｉｌｉｔｙ．ｔｒｉｐｌｅＴｈｅｔｈｅｒｍａｌｈｅａｔｅｘｐａｎｓｉｏｎｒａｔｅｏｆＡ３９０ａｌｌｏｙｄｅｃｒｅａｓｅｄｂｙｍｏｄｉｆｉｃａｔｉｏｎａｎｄｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔ．ＴｈｅｕｎｉｔｅｄｃｏｍｐｌｅｘｍｏｄｉｆｉｅｄＡ３９０ａｌｌｏｙｈａｓｅｘｃｅｌｌｅｎｔｗｅａｒｒｅｓｉｓｔａｎｃｅＫＥＹＷＯＲＤＳ：Ａ３９０ａｌｌｏｙ，ｍｏｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ，ｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔ，ｗｅａｒｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ原創(chuàng)性聲明本人聲明，所呈交的學(xué)位論文是本人在導(dǎo)師指導(dǎo)下進(jìn)行的研究工作及取得的研究成果。盡我所知，除了論文中特別加以標(biāo)注和致謝的地方外，論文中不包含其他人已經(jīng)發(fā)表或撰寫過的研究成果，也不包含為獲得中南大學(xué)或其他單位的學(xué)位或證書而使用過的材料。與我共同工作的同志對(duì)本研究所作的貢獻(xiàn)均已在論文中作了明確的說明。作者簽名：丕盔盈墅日期：丑年』月衛(wèi)日學(xué)位論文版權(quán)使用授權(quán)書本人了解中南大學(xué)有關(guān)保留、使用學(xué)位論文的規(guī)定，即：學(xué)校有權(quán)保留學(xué)位論文并根據(jù)國家或湖南省有關(guān)部門規(guī)定送交學(xué)位論文，允許學(xué)位論文被查閱和借閱；學(xué)校可以公布學(xué)位論文的全部或部分內(nèi)容，可以采用復(fù)印、縮印或其它手段保存學(xué)位論文。同時(shí)授權(quán)中國科學(xué)技術(shù)信息研究所將本學(xué)位論文收錄到《中國學(xué)位論文全文數(shù)據(jù)庫》，并通過網(wǎng)絡(luò)向社會(huì)公眾提供信息服務(wù)。作者簽名：』燃導(dǎo)師期：璋上月旦日中南大學(xué)碩士學(xué)位論文第一章文獻(xiàn)綜述第一章文獻(xiàn)綜述１．１引言隨著我國經(jīng)濟(jì)建設(shè)的飛速發(fā)展，資源和能源的高消耗問題成為人們?nèi)找骊P(guān)注的熱點(diǎn)。與此相對(duì)應(yīng)，開發(fā)、應(yīng)用低能耗的技術(shù)和產(chǎn)品也成為當(dāng)今世界的發(fā)展趨勢(shì)。人們生活水平的提高和制造業(yè)的發(fā)展，對(duì)結(jié)構(gòu)件及零部件材料提出了越來越高的要求。以汽車空調(diào)壓縮機(jī)的主要配件之一活塞為例，活塞是內(nèi)燃機(jī)傳遞能量和介質(zhì)的重要部件，它與活塞環(huán)、活塞銷等零件組成活塞組，與氣缸蓋等共同組成燃燒室，承受燃?xì)庾饔昧Σ⑼ㄟ^活塞銷和連桿把動(dòng)力傳給曲軸，以完成內(nèi)燃發(fā)動(dòng)機(jī)的工作過程。由于活塞處于一個(gè)高速、高壓和高溫的惡劣工作環(huán)境，又要考慮到發(fā)動(dòng)機(jī)的運(yùn)行平穩(wěn)及耐用，因此對(duì)活塞材料提出以下主要要求：（１）具有高的機(jī)械強(qiáng)度，尤其是應(yīng)具有較高的高溫強(qiáng)度；（２）具有小的熱膨脹系數(shù)，以便使活塞和氣缸間在各種工況下都能有合適的間隙，并減少機(jī)器運(yùn)行的噪音；（３）吸熱性要差，導(dǎo)熱性要好，即具有良好的耐熱性；（４）密度小，以減少活塞的質(zhì)量及往復(fù)運(yùn)動(dòng)的慣性力；（５）具有良好的減摩性能與耐磨，耐蝕性能，以減少摩擦損失并延長(zhǎng)使用壽命；（６）容易加工，成本低¨屹。。所以活塞材料的物理機(jī)械性能是影響活塞質(zhì)量的主要因素。早期活塞材料主要是灰鑄鐵。鑄鐵活塞有較高的抗拉強(qiáng)度和耐磨性，熱膨脹系數(shù)小，且價(jià)格便宜，但密度大、導(dǎo)熱性差。過去一段時(shí)間里，一些轉(zhuǎn)速不高的柴油機(jī)上，主要考慮耐磨性和強(qiáng)度，并兼顧工藝性和價(jià)格，一般采用合金鑄鐵做活塞材料。鑄鋼與鑄鐵相比，鋼的機(jī)械強(qiáng)度高、耐磨性好，但加工費(fèi)事、密度大、成本高，對(duì)缸套的磨損大，因此，很少全部用鋼做活塞，而是在一些強(qiáng)化程度高的柴油機(jī)上，用耐熱鋼（如４０ＣｒＭｏ）做活塞的頂部或頭部，而用鋁合金做活塞裙部，構(gòu)成所謂鋼頂鋁裙的組合式活塞。鋁合金的比重輕，比強(qiáng)度高，易成型，腐蝕性好等特點(diǎn)。在承受同樣載荷條件下采用鋁合金制件，可以減輕結(jié)構(gòu)的重量。因此，鋁合金作為典型的輕質(zhì)金屬材料已廣泛應(yīng)用于國外汽車工業(yè)中。實(shí)際上就是利用鋁合金的高比強(qiáng)以鋁代鋼。但目前基本上還僅限于一些不動(dòng)部件如車體汽缸散熱器部件等。對(duì)一些關(guān)鍵運(yùn)動(dòng)部件主要還是采用傳統(tǒng)的鑄鐵鋼以及燒結(jié)鋼等鐵合金，這主要是因?yàn)檫\(yùn)動(dòng)部件往往工作在高溫高壓高速運(yùn)動(dòng)滑動(dòng)條件下，對(duì)材料的性能要求除了相當(dāng)?shù)膹?qiáng)度之外，還需要有良好的耐熱耐磨性及尺寸穩(wěn)定性。而以Ｓｉ為主加元素，輔助添加Ｃｕ、Ｍｇ等元素的Ａ１．Ｓｉ合金結(jié)合Ａｌ基體輕質(zhì)導(dǎo)電導(dǎo)熱性好以及Ｓｉ粒子熱膨脹系數(shù)小、硬度高、耐磨的特點(diǎn)，有望滿足上述要求。因此人們長(zhǎng)期以來對(duì)Ａ１．Ｓｉ中南大學(xué)碩士學(xué)位論文第一章文獻(xiàn)綜述合金及其Ａ１．Ｓｉ系列合金進(jìn)行了廣泛的研究，以期以低成本獲取具有輕質(zhì)高強(qiáng)多功能的Ａ１．ｓｉ合金，代替鐵基材料制備發(fā)動(dòng)機(jī)活塞的理想材料，應(yīng)用前景十分廣闊‘引。亞共晶和共晶Ａ１．Ｓｉ合金克服了Ａ１．Ｃｕ系合金熱膨脹系數(shù)大、密度大的缺點(diǎn)，已經(jīng)廣泛應(yīng)用于汽車和摩托車活塞的生產(chǎn)上。然而，該兩類合金在實(shí)際應(yīng)用中存在的致命問題是活塞尺寸穩(wěn)定性差、抗咬合負(fù)載能力差，高溫時(shí)產(chǎn)生體積的不可逆膨脹從而導(dǎo)致“咬缸”現(xiàn)象的發(fā)生，使得發(fā)動(dòng)機(jī)無法正常工作。由于上述在使用性能上不可避免的缺陷，亞共晶和共晶鋁硅合金作為活塞材料的應(yīng)用已經(jīng)越來越不能滿足現(xiàn)代發(fā)動(dòng)機(jī)高速輕量化的要求。在共晶鋁硅合金的基礎(chǔ)上，提高Ｓｉ含量得到高硅過共晶鋁硅合金，合金的高溫力學(xué)性能、耐磨性、尺寸穩(wěn)定性和抗咬合性能均有大幅度的提高。因此，加強(qiáng)過共晶鋁硅合金的研制對(duì)于提高活塞的使用性能、滿足不斷提高的發(fā)動(dòng)機(jī)性能的要求具有十分重要的學(xué)術(shù)和現(xiàn)實(shí)意義［４－８】１．２國內(nèi)外研究現(xiàn)狀及發(fā)展趨勢(shì)Ａ１．Ｓｉ系合金中Ｓｉ是主要合金化元素，Ｓｉ的熔點(diǎn)為１４１４℃，密度２．３４９／ｃｍ３，比鋁輕，Ａ１．Ｓｉ合金在５７７℃發(fā)生共晶反應(yīng)，生成含硅量為１２．６％的Ａ１．Ｓｉ共晶體。在鋁合金中加ｓｉ，能顯著改善合金的流動(dòng)性，降低合金的熱膨脹系數(shù)，減少熱裂傾向，減輕合金比重，提高耐磨性、高溫強(qiáng)度、剛度和疲勞強(qiáng)度，并且減少疏松，提高氣密性。按合金中Ｓｉ含量的多少，該系合金可分為三類：亞共晶（Ｓｉ，８．１０％），共晶合金（Ｓｉ，１１．１３％）和過共晶合金（Ｓｉ，１４．２６％）鋁硅合金。共晶和亞共晶型鋁硅合金具有較好的力學(xué)性能、鑄造性能和切削性能，是中小型內(nèi)燃機(jī)活塞的首選材料，國內(nèi)常用的該類合金以ＺＬｌ０８和ＺＬｌ０９為典型代表。目前該兩類合金的制備工藝已趨十成熟，在實(shí)際生產(chǎn)中得到了廣泛應(yīng)用。過共晶鋁硅合金含硅高達(dá)１６．２６％，因而合金的比重更小、線膨脹系數(shù)更低、耐磨性和體積穩(wěn)定性更高，是理想的活塞材料?；钊莾?nèi)燃機(jī)傳遞能量的重要條件?；钊诟邷亍⒏邏杭案邞?yīng)力狀態(tài)下在氣缸內(nèi)做往復(fù)運(yùn)動(dòng)?；钊c氣缸間應(yīng)有良好的氣密性，配缸間隙要小。因此，要求活塞材料密度小、重量輕、導(dǎo)熱性好、熱膨脹系數(shù)低，尺寸穩(wěn)定性及耐磨、耐蝕性好，有足夠的高溫強(qiáng)度和彈性模量?，F(xiàn)在，國外傾向于選用過共晶鋁硅合金為活塞材料。馬自達(dá)汽車公司利用噴射沉積Ａ１．Ｓｉ．Ｆｅ—Ｃｕ－Ｍｇ合金制造的新型發(fā)動(dòng)機(jī)轉(zhuǎn)子蹭１，使發(fā)動(dòng)機(jī)效率大幅度提高，節(jié)油２０％。１９９３年他們將這種發(fā)動(dòng)機(jī)安裝在ＥＮＵＯＳ８００和ＸＥＤＯＳ９新型轎車上投放口本、歐洲及北美市場(chǎng)。雅馬哈汽車制造公司生產(chǎn)的快速凝固高硅鋁合金活塞投入市場(chǎng)，這種活塞與普通鑄鐵相比，重量減輕２０％，壽命提高３０％，而且２中南大學(xué)碩上學(xué)位論文第一章文獻(xiàn)綜述顯著的降低噪音，減少污染ｎ０ｌ。我國目前大部分活塞材料仍是共晶鋁硅合金。不過已有部分企業(yè)將過共晶鋁硅合金投入應(yīng)用。例如：重慶建設(shè)機(jī)床廠熔煉的ＺＡＳ２３過共晶鋁硅合金，生產(chǎn)ＪＳ５０和ＣＹ８０摩托車活塞。１９９４年該廠還用石墨型試制成功車用空調(diào)器壓縮機(jī)過共晶鋁硅活塞：成都內(nèi)燃機(jī)配件廠的Ｇ８７．１過共晶鋁硅合金變質(zhì)有效時(shí)間長(zhǎng)達(dá)３小時(shí)，已批量生產(chǎn)６１２５ＺＱ鑲?cè)钊⒅校保玻耙婪ɑ钊?、４ＮＶＤ１２．５風(fēng)冷機(jī)活塞、ＣＪ一５０及ＩＥ６４ＦＭ摩托車活塞，經(jīng)裝機(jī)運(yùn)行取得良好效果；福建冶金工業(yè)研究所的ＦＹＺＬ．０３過共晶鋁硅合金澆注的５１９５柴油機(jī)活塞，與ＺＬｌ０８活塞相比較，排氣溫度降低了１０．２０℃，當(dāng)負(fù)載大于２５％時(shí)燃油消耗率降低了１．９．６．８９／ｋＷ?ｈｎ¨。過共晶鋁硅合金按含硅量多少大致可分為三組：第一組含硅１４．１９％：第二組含硅２０．２３％；第三組含硅２４．２６％。前兩組合金有較好的使用性能，鑄造性能尚可。這兩類合金目前應(yīng)用較多，常見的有美國的Ａ３９０，３９３，日本的ＡＣ９Ｂ，俄國的ＡＫ２１，國產(chǎn)的Ａ１．１７Ｓｉ，Ａ１．１８Ｓｉ，７６—１和ＺＬｌ１７等等，合金的代號(hào)和成分如表１．１所示ｎ２’１３１表１．１國內(nèi)外有代表性的過共晶Ａ１．Ｓｉ合金化學(xué)成分第三組含硅２４．２６％的過共晶合金由于含硅量更高，合金的線膨脹系數(shù)更低、耐磨性和耐蝕性更好，使用性能優(yōu)于前兩組合金，因而被用于高速發(fā)動(dòng)機(jī)活塞。但是，由于硅的加入導(dǎo)致合金的脆性變大、結(jié)晶溫度范圍寬、鑄造性能差和難以切削加工，這些不利因素限制了過共晶鋁硅合金在更加廣泛范圍內(nèi)的應(yīng)用。３中南大學(xué)碩士學(xué)位論文第一章文獻(xiàn)綜述上述過共晶鋁硅合金由于硅的大量加入而產(chǎn)生的性能缺陷，是因?yàn)殡S著鋁硅合金中硅含量的增加在超過硅的共晶點(diǎn)以后，組織中出現(xiàn)粗大的不規(guī)則塊狀初晶硅和長(zhǎng)針狀共晶硅。這些硬且脆的硅相不僅嚴(yán)重割裂合金基體，在硅相尖端和棱角部位引起應(yīng)力集中，明顯降低合金的力學(xué)性能，尤其是合金塑性和耐磨性能；并且由于組織中的大塊硅相作為硬質(zhì)點(diǎn)存在于合金中，導(dǎo)致合金的切削性能惡劣，不僅難以切削加工，還會(huì)引起刀具的大量磨損。因此，探尋最大限度細(xì)化以至最終達(dá)到團(tuán)球化合金中的初晶Ｓｉ相和Ａ１．Ｓｉ共晶相組織的工藝，是解決過共晶鋁硅合金良好的使用性能和較差的加工性能之間矛后的必經(jīng)途徑，也是過共晶鋁硅合金能夠獲得廣泛的實(shí)際應(yīng)用所必須解決的問題，這個(gè)問題也是當(dāng)今世界各國研究者的研究熱點(diǎn)。１．３鋁硅合金的組織和性能１．３．１鋁硅合金的組織Ａｌ—Ｓｉ二元合金相圖（圖１．２）表明，室溫下僅形成Ⅱ和Ｂ兩種相。Ｑ相是Ｓｉ溶于Ａｌ中的固溶體，性能和純鋁相似。在共晶溫度５７７。Ｃ時(shí)，Ｓｉ的最大溶解度是１．６５％，室溫時(shí)只有Ｏ．０５％；１３是Ａ１溶于Ｓｉ的固溶體，其溶解度很小，可將Ｂ相看作純Ｓｉ。圖１．２燦．Ｓｉ二元合金相圖二元亞共晶Ａｌ—Ｓｉ合金中，隨含硅量的增加，合金的結(jié)晶溫度范圍不斷變小，４中南人學(xué)碩上學(xué)位論文第一章文獻(xiàn)綜述組織中共晶體的數(shù)量逐漸增加，合金流動(dòng)性顯著提高；硅相的增加提高了合金的抗拉強(qiáng)度。但硅相在變質(zhì)處理以前，一般呈片狀分布，嚴(yán)重地割裂了基體，由于應(yīng)力集中的結(jié)果，延伸率顯著降低；二元過共晶砧一Ｓｉ合金中，當(dāng)硅量在１３．１４％時(shí)，延伸率只有１％以下，抗拉強(qiáng)度也只有１００ＭＰａ。變質(zhì)處理后，抗拉強(qiáng)度可提高到１６０．１９０ＭＰａ，延伸率可達(dá)６．１２％。含硅量大于１４％時(shí)，合金基體中有大量大塊狀的初晶硅析出，抗拉強(qiáng)度和延伸率都急劇下降，必須對(duì)初晶硅進(jìn)行細(xì)化。１．３．１．１五瓣星形狀生長(zhǎng)機(jī)制在過共晶Ａ１．Ｓｉ合金中，初晶硅可表現(xiàn)出不同的形態(tài)。常見的有板狀，五瓣星形狀和規(guī)則多面體ｎ４ｌ。Ｋｏｂａｙａｓｈｉ和Ｈｅｌｌａｗｅｌｌ等分別研究了板狀初晶硅的形核過程。五瓣星狀初晶硅常出現(xiàn)在高硅過共晶Ａ１．Ｓｉ合金中，Ｋｏｂａｙａｓｈｉ等對(duì)這種初晶硅的結(jié)構(gòu)分析表明，五瓣之間存在五重孿晶關(guān)系，分析提出它是由預(yù)存在于熔體中的四面體結(jié)合成十面體后發(fā)展而形成的。在一般液態(tài)溫度條件下，過共晶Ａ１．Ｓｉ合金熔體中存在Ｓｉ的富集區(qū)（或稱Ｓｉ原子集團(tuán)），是一種非均質(zhì)的熔體，熔體中預(yù)存在的Ｓｉ原子集團(tuán)勢(shì)必對(duì)初晶硅的形核起作用。微觀非均勻的砧．Ｓｉ過共晶合金熔體中存在Ｓｉ原子集團(tuán)，在接近析出點(diǎn)溫度時(shí)，總體上說這些原子集團(tuán)是不會(huì)消失的。因?yàn)樵跓崃W(xué)上存在析出硅相的趨勢(shì)。它們的平均尺寸能進(jìn)一步增大，大的原子集團(tuán)也可以認(rèn)為是一種原子團(tuán)族。由于原子團(tuán)族非常細(xì)小，表面能將對(duì)其存在形態(tài)起控制作用。硅晶體具有小平面結(jié)構(gòu)特征，不同晶面表面能不同，因此這些原子團(tuán)族應(yīng)是由能量最低的晶面組成，即｛１１１）晶面組成，對(duì)于面心立方金剛石型硅晶｛１１１）晶面具有最簡(jiǎn)單的兩種形態(tài)：四面體和八面體。實(shí)驗(yàn)表明，５００℃的液淬試樣中存在八面體初晶硅，而這種形態(tài)不能由四面體發(fā)展形成，說明熔體中也能預(yù)存在八面體原子團(tuán)族。由于這些原子團(tuán)族具有大的表面能，如果原子團(tuán)族濃度較高，將會(huì)產(chǎn)生相互結(jié)合而降低能量的趨勢(shì)，五瓣星狀初晶硅就是由這些原子團(tuán)族凝聚并形核而生長(zhǎng)成的一種特殊形態(tài)的初晶硅。１．３．１．２板片狀生長(zhǎng)機(jī)制Ａ．Ｊ．ＭｃＬＥＯＤ等認(rèn)為硅晶體中多重孿晶的形成是由熔體中預(yù)存的四面體團(tuán)聚而產(chǎn)生的。在此基礎(chǔ)上，Ｋ．ＥＫｏｂａｙａｓｈｉ等初步探討了板片狀初晶硅的形成機(jī)理。如圖１．６（ａ）所示，兩個(gè)四面體結(jié)合成八面體，中間的陰影表示為孿晶面。在熔體中，初晶硅的晶胚是由兩個(gè)四面體組成的。如果熔體中的單個(gè)硅原子依附于初晶硅的晶胚表面并使其達(dá)到臨界晶胚尺寸，形成具有最低能量的而晶面。這樣兩個(gè)四面體的結(jié)合面便形成為孿晶面。在接近熔體的液相線溫度時(shí)，如果熔體中存在大量的初晶硅晶胚，那么這些晶胚也可以依附于外來襯底（如ＡｌＰＳ中南大學(xué)碩士學(xué)位論文第一章文獻(xiàn)綜述晶粒）或型壁形核并達(dá)到臨界晶胚尺寸。這種雙四面體（八面體）體的外表面積并非最小，如果八面體的上下兩個(gè)頂部被削平（如圖ｌ－６ｂ所示）變成密排的｛１１１）晶面，則其外形更接近于球形而且其外表面積與體積的比率也將降低，同時(shí)這種晶胚也具有最低的表面能，見圖１－６所示。ｔｂ＇ｆａ】圖ｌ－６初生硅的板片狀生長(zhǎng)機(jī)制‘吲熔體中的其它四面體將吸附于其上下兩個(gè)表面，形成新的孿晶面，這些新的孿晶面平行原有的孿晶面（如圖１．７所示）。如果兩個(gè)或更多孿晶面以這種方式，形成則為初生硅以ＴＰＩ還生長(zhǎng)機(jī)制生長(zhǎng)創(chuàng)造了條件。晶體沿＜２１ｌ＞晶向的生長(zhǎng)速度要快于沿（“１｝密排面的生長(zhǎng)速度。這種生長(zhǎng)方式的結(jié)果將導(dǎo)致板片狀初生硅的形成‘棚。哩ｓｅｃ跏掣圖１．７多重孿晶的金剛石晶體的擇優(yōu)生長(zhǎng)方式ｎ５３１．３．２鋁硅合金的性能為了提高性能，還須加入Ｍｇ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＲＥ等元素。銅和鎳在于提高耐熱性，鎂可改善合金室溫與高溫性能，錳能提高鋁固溶體穩(wěn)定性。鋁硅合金屬于小平面一非小平面合金，具有高熔化熵的Ｓｉ相生成小平面體，低熔化熵的Ａｌ相生成非小平面體。在常規(guī)鑄造工藝下，過共晶鋁硅合金凝固組織由初晶硅和（ＣＩ＋Ｓｉ）共晶體組成。其中Ｑ．Ａ１呈樹枝狀，初晶硅為多角形塊狀和板狀，共晶硅６中南人學(xué)碩士學(xué)位論文第一章文獻(xiàn)綜述呈針狀或片狀ｕ６’悖１。初晶硅與鋁基體無任何共格界面，它的尺寸、形貌和分布對(duì)合金的性能影響很大，是關(guān)鍵的顯微組織。粗大的Ｓｉ相嚴(yán)重地割裂了基體，在硅相的尖端和棱角處引起應(yīng)力集中，容易沿晶粒邊界處或板狀硅本身殲裂而形成裂紋，使合金變脆，力學(xué)性能特別使伸長(zhǎng)率顯著降低，切削加工性能也變差。硅相顯微硬度為ＨＶｌ０００～１４００，而鋁的顯微硬度為ＨＶ６０－－一１００，故是合金的軟基體上分布著很多硬質(zhì)點(diǎn)，因此，過共晶鋁硅合金是一種理想的耐磨材料啪’２¨。１．３．２．１鑄造性能隴１鋁硅合金的枝晶不發(fā)達(dá)，結(jié)晶溫度間隔較小，在凝固過程開始后的一段時(shí)間內(nèi)合金液仍可流動(dòng)，并且在固相線附近的溫度下有較高的強(qiáng)度，因而其鑄造性能良好。過共晶鋁硅合金析出初晶硅時(shí)放出大量結(jié)晶潛熱，因而具有良好的流動(dòng)性。據(jù)測(cè)定，含硅量１７＂－－，２０％的鋁硅合金的線收縮率在０．８，－－－１．２％之間。隨著硅含量的增加，結(jié)晶溫度范圍變大，合金的疏松傾向加大，合金的氣密性降低，合金鑄造工藝性能下降。１．３．２．２機(jī)械性能過共晶鋁硅合金中，含硅量愈高，初晶硅愈難細(xì)化，隨著硅含量增加，初晶硅晶粒數(shù)增加，這就使沖擊值、抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和塑性都降低，同時(shí)抗拉強(qiáng)度和沖擊值又隨晶粒直徑的增大而降低。合金經(jīng)過合適的變質(zhì)處理，可以獲得滿意的機(jī)械性能。試驗(yàn)證明，在成分選擇合適并經(jīng)過變質(zhì)處理的條件下，過共晶鋁硅合金的高溫強(qiáng)度可以超過共晶合金。１．３．２．３物理性能在已知的鋁合金中，過共晶鋁硅合金具有最低的熱膨脹系數(shù)，且熱膨脹系數(shù)隨硅量的增加而減小，隨溫度的升高而增大。過共晶鋁硅合金導(dǎo)熱系數(shù)較高，約為灰鑄鐵的２～３倍。對(duì)過共晶鋁硅合金和共晶合金的物理性能進(jìn)行了對(duì)比試驗(yàn)，和共晶合金相比，過共晶合金具有較高的彈性模量和較好的體積穩(wěn)定性。美國Ａ３９０過共晶鋁硅合金的物理性能見表１．１。７中南大學(xué)碩士學(xué)位論文第一章文獻(xiàn)綜述彈性模量ＫＮ／ｍｍ導(dǎo)熱系數(shù)Ｗ／ｍｍ．Ｋ熱膨脹系數(shù)１０－６Ｋ－Ｉ布氏硬度ＨＢ密度ｇ／ｃｍ３跎７ｌ塒鉀ｍ９７１１．７７８～８５２．７７２Ｏｍ鏹呲獅呲４０他１．３．２．４耐磨性能過共晶鋁硅合金具有很好的耐磨性，而通過細(xì)化、變質(zhì)處理及熱處理后，合金的耐磨性進(jìn)一步得到改善。研究表明對(duì)耐磨性起主要作用的是硅元素，關(guān)于硅含量對(duì)耐磨性的影響是隨著含硅量的增加合金的耐磨性提高，此外硅粒子的形狀也會(huì)影響材料的耐磨性。定量評(píng)價(jià)鋁硅合金的耐磨性是很困難的，因?yàn)樗伺c自身成分、組織有關(guān)外，還與對(duì)偶材料、滑行速度等磨損條件有關(guān)系。為了既保持鋁硅合金的固有優(yōu)點(diǎn)，又使力學(xué)性能有大幅度的提高，近幾十年來，各國鑄造工作者研究并采用了不少行之有效的措施。包括：鋁硅合金的細(xì)化、變質(zhì)處理；減少鋁硅合金中的有害雜質(zhì)：合金化；熱處理工藝等。其中細(xì)化、變質(zhì)處理是提高鋁硅合金綜合性能的非常有效途徑，合適的熱處理工藝對(duì)改善和提高活塞性能也具有重要的作用。１．４鋁硅合金的熔煉工藝鋁硅合金的生產(chǎn)主要有電熱還原法、電解法、熔配法三種方法：Ｉ．４．１電熱還原法電熱還原法生產(chǎn)鋁硅合金是用合適的含鋁礦物加還原劑，經(jīng)配料、造球，在電熱爐中還原獲得粗鋁硅合金，最后經(jīng)精煉和成分調(diào)配，獲得所需的鋁硅合金。該工藝俄羅斯一直處于領(lǐng)先地位。我國從上世紀(jì)６０年代對(duì)該工藝進(jìn)行試驗(yàn)研究，斷斷續(xù)續(xù)，到目前仍未過關(guān)，只能穩(wěn)定生產(chǎn)含鋁４０％左右的粗合金，可以用作煉鋼脫氧劑，但提取鑄造合金則因提取率太低而很不經(jīng)濟(jì)，目前仍不能成為我國鋁硅系合金生產(chǎn)的主體瞳引。１．４．２電解法中南大學(xué)碩士學(xué)位論文第一章文獻(xiàn)綜述電解法生產(chǎn)鋁硅合金是利用鋁礦中含有的硅和鈦，除去鋁土礦中鐵等有害雜質(zhì)，經(jīng)磨礦、鍛燒、成分調(diào)配等，獲得一種理化性能符合電解合金要求的硅鈦氧化鋁的原料。然后硅欽氧化鋁經(jīng)熔鹽電解，直接獲得鋁硅鈦合金。在電解車０白ｊ混合爐中適當(dāng)調(diào)整成分，可以獲得不同牌號(hào)的合金。該方法省去了生產(chǎn)純鋁、純硅的過程，并在生產(chǎn)中保留了對(duì)鋁硅合金性能有益的價(jià)格昂貴的金屬鈦，適合我國鋁礦資源高硅高鈦．水硬鋁石型的特點(diǎn)。上述兩種方法技術(shù)難度大，并且需要專門的大型設(shè)備，目前還沒有得到廣泛的應(yīng)用，在鋁硅生產(chǎn)實(shí)際中，主要還是以熔配法為主。采用優(yōu)良的熔配工藝對(duì)穩(wěn)定產(chǎn)品質(zhì)量、提高生產(chǎn)效率、降低能源消耗都有很大的好處。１．４．３熔配法該方法是指將工業(yè)純鋁、純硅在熔煉爐里熔化、熔配成鋁硅合金．該工藝簡(jiǎn)單，適用性廣。根據(jù)不同的具體操作，該工藝又有許多不同的方法，對(duì)比如下１．４．３．１高溫加硅法傳統(tǒng)的高溫加硅工藝：先將鋁熔化并過熱到９５０℃左右，用石墨鐘罩將預(yù)熱至２００．３００℃的碎硅塊（粒度為１５．２０ｍｍ）壓入到鋁液中，并緩慢轉(zhuǎn)動(dòng)，保溫一段時(shí)間，降溫，除氣除渣后澆成鑄錠后待用乜引。Ｓｉ的熔點(diǎn)為１４１４℃，且Ｓｉ的密度比鋁小，易上浮。加熱溫度過高，硅塊容易漂浮在鋁液表面上，與空氣中的氧發(fā)生氧化，在硅表面形成一層高達(dá)１７０３℃的氧化膜，使硅塊能熔化。如果加硅溫度、加硅方法掌握不好，硅就很難熔化，以致產(chǎn)品質(zhì)量不穩(wěn)定，甚至整個(gè)熔化工藝失敗。該工藝對(duì)加入的硅塊粒度要求嚴(yán)，碎粒狀、粉狀硅均不能加入，硅的浪費(fèi)大：熔煉溫度高，能源浪費(fèi)大，工人的勞動(dòng)條件也差晗５１。１．４．３．２硅塊和鋁塊一起加入、一起熔煉法硅塊與鋁塊一起裝爐、一起升溫、一起熔化，這種方法在工廠中應(yīng)用較普遍。把硅塊放在爐底，在硅塊的上部放置鋁塊，然后一起升溫。鋁的熔點(diǎn)低，比硅先熔化，并覆蓋在硅的上面，硅在鋁液的包裹下慢慢熔化。這種方法是一種比較好的方法，鋁塊熔化后就阻止了硅塊與大氣的接觸，防止了硅的高溫氧化?？墒窃阡X塊未熔化之前（約在７００。Ｃ之前），由許多鋁塊堆積成的覆蓋物無法阻隔空氣與爐底硅塊的接觸，并與硅在４００＂Ｃ時(shí)發(fā)生氧化反應(yīng)啪１，生成不溶的Ｓｉ０２：粒子，成為細(xì)小的夾雜物。這些夾雜物不但對(duì)產(chǎn)品的力學(xué)９中南大學(xué)碩上學(xué)位論文第一章文獻(xiàn)綜述性能及表面質(zhì)量產(chǎn)生不利的影響，而且會(huì)縮短模具壽命田１。１．４．３．３中間合金添加法把事先熔煉的Ａ１．Ｓｉ中間合金錠放入鋁熔體中。這種方法的優(yōu)點(diǎn)是熔化效果好，容易吸收；缺點(diǎn)是需要制備Ａ１．Ｓｉ中間合金，增多了工藝流程，加大了能耗與鋁、硅的燒損，增加了生產(chǎn)成本。用于配制鋁硅中間合金的鋁純度一般較低，容易導(dǎo)致最終合金的雜質(zhì)含量超標(biāo)。１．４．３．４速熔硅添加劑法上世紀(jì)９０年代工業(yè)發(fā)達(dá)國家出現(xiàn)了通過速熔硅添加劑添加硅的方法。速熔硅添加劑是由純硅粉、催化劑、特種添加劑與微量鋁粉經(jīng)過高壓壓制而成的餅塊，硅的含量高達(dá)９５％。在使用時(shí)把一定質(zhì)量的餅塊投到鋁熔體中，餅塊迅速溶解。采用速熔硅添加劑可以避免結(jié)晶硅的燒損，精確控制硅的添加量，熔化時(shí)間極短。此方法雖然有效，但也有其缺點(diǎn)：（１）結(jié)晶硅破碎、磨制成硅粉需要很多的能量，增加了成本。若合金中硅的含量較高時(shí)，成本較高。（２）硅粉的表面容易氧化形成氧化硅，形成夾渣（３）工藝步驟繁瑣。ｌ。４．３．５低溫加硅法低溫加硅技術(shù)是一新興的技術(shù)，是由傳統(tǒng)的高溫加硅工藝改進(jìn)而來。在鋁熔液溫度比較低時(shí)（６６０．７７０＂Ｃ）Ｎ／ｋ碎硅塊，再一起升溫使硅熔化。該方法即可以精確控制硅的添加量，也能很好的防止硅塊氧化。１．５過共晶鋁硅合金晶粒細(xì)化和變質(zhì)未變質(zhì)的硅顆粒呈粗大的針片狀，初晶硅為粗大的多角形塊狀和板狀，粗大的硅相嚴(yán)重地割裂了基體，降低了合金的強(qiáng)度和塑性。組織細(xì)化可以提高材料在室溫下的強(qiáng)度、塑性和韌性，是金屬材料常用的強(qiáng)韌化方法之一。目前，Ａ１．Ｓｉ合金的組織細(xì)化主要包括共晶Ｓｉ細(xì)化、共晶體細(xì)化和枝晶ａ細(xì)化。改善鋁硅合金中硅相形態(tài)的方法有過濾凈化、激冷法、細(xì)化變質(zhì)處理、合金化、霧化沉積及半固態(tài)鑄造、熱處理法等啪刪。向合金液中加入變質(zhì)劑是最常用的方法，變質(zhì)后的理想組織中Ｓｉ呈纖維狀。變質(zhì)處理既能保持Ａ１．Ｓｉ合金的固有優(yōu)點(diǎn)，又能使機(jī)械性能有更大幅度的提高。ｌＯ中南人學(xué)碩士學(xué)位論文第一章文獻(xiàn)綜述１．５．１１２１．Ａｌ固溶體晶粒細(xì)化對(duì)Ｑ－Ａｌ固溶體的細(xì)化，通常做法是向合金中加入一定的晶粒細(xì)化劑，通過晶粒細(xì)化元素的作用，使Ｑ．Ａ１固溶體由粗大樹枝狀晶變?yōu)榧?xì)小等軸晶。目前常用的細(xì)化劑是Ａ１．蔚．Ｂ和Ａｌ—Ｂ中間合金，其中起細(xì)化作用的是Ｔｉ和Ｂ。在實(shí)驗(yàn)過程中，人們發(fā)現(xiàn)Ｔｉ和Ｂ晶粒細(xì)化常伴隨下列現(xiàn)象口¨：１）ＡＩ．Ｔｉ中間合金細(xì)化時(shí)，當(dāng)熔體中的Ｔｉ含量［Ｔｉ】＜０．１５％（包晶成分），具有一定的細(xì)化作用，但只有當(dāng)［Ｔｉ】＞Ｏ．１５％，才可獲得理想的細(xì)化效果；２）Ａ１．Ｔｉ中間合金細(xì)化的有效期僅３０ｍｉｎ左右，而Ａｌ－Ｔｉ．Ｂ中間合金細(xì)化有效期為１ｈ；３）細(xì)化衰退后，通過攪拌熔體又可恢復(fù)細(xì)化；４）合金元素Ｂ，Ｍｇ促進(jìn)ＴｉＡｈ細(xì)化。為了解釋上述細(xì)化現(xiàn)象，尤其是Ｂ如何促進(jìn)Ａ１一ｓｉ中間合金的，迄今出現(xiàn)許多理論㈣。１）包晶理論。１９５１年，Ｃｒｏｓｓｌｙ和Ｍｏｎｄｏｌｆｏ最早提出，Ａ１．Ｂ中間合金的細(xì)化作用是靠如下的包晶反應(yīng)實(shí)現(xiàn)的：Ｌ＋ＴｉＡｌ３一ａ－Ａ１（１—１）而Ａ１．Ｔｉ．Ｂ中間合金細(xì)化導(dǎo)致了燦．Ｔｉ相圖中的包晶點(diǎn)左移，這使得ＡＩ．Ｔｉ．Ｂ比舢．Ｔｉ中間合金具有更好的細(xì)化效果和抗衰退性，但該理論不能解釋Ｔｉ含量小于Ｏ．１５％（包晶成分點(diǎn)）時(shí)Ａ１．Ｔｉ中問合金也具有一定細(xì)化效果的現(xiàn)象。２）碳化物、硼化物理論。１９５１年，Ｃｌｂｕｌａ提出，加入砧．Ｔｉ和ＡＩ．Ｔｉ．Ｂ中間合金促進(jìn)了ＴｉＢ２和ＴｉＣ（因熔體中含有極少量Ｃ）的形成，它們?cè)谌垠w中不溶解而充當(dāng)形核劑，細(xì)化效果衰退是因部分粒子沉淀或凝聚所致，這一理論與ＴｉＢ２位于晶界的事實(shí)不符。另外，Ｋａｎｅｋｏ等考察了機(jī)械合金化制備的ＴｉＡｌ３，Ａ１８２和ＴｉＢ２的細(xì)化效果，也發(fā)現(xiàn)ＴｉＡｌ３，Ａ１８２的細(xì)化效果最好，而ＴｉＢ２無效。３）兩次形核理論。１９９５年，Ｍｏｈａｎｔｙ和Ｃｒｕｚｌｅｓｋｉ提出，ＴｉＢ２并不直接充當(dāng)形核劑，而是通過促進(jìn)ＴｉＡｌ３的形成而改善細(xì)化效果。晶粒細(xì)化包括兩次形核過程，首先，由于ＴｉＢ２表面存在Ｔｉ的活度梯度而導(dǎo)致ＴｉＡｌ２形核；然后，在降溫時(shí)，近過包晶反應(yīng)。Ｑ．ＡＩ再在ＴｉＡｌ３上形核，該理論可以解釋Ｔｉ含量小于０．１５％也具有細(xì)化效果，以及細(xì)化衰退后，通過攪拌又可恢復(fù)細(xì)化的現(xiàn)象，但還缺乏實(shí)驗(yàn)依據(jù)。此外，細(xì)化機(jī)理還有亞穩(wěn)相理論、偏析理論、超形核理論等。晶粒細(xì)化可同時(shí)改善亞共晶Ａ１．Ｓｉ合金的強(qiáng)度與塑（韌）性，因此，在進(jìn)行合金成分設(shè)計(jì)時(shí)，就應(yīng)該同時(shí)考慮到對(duì)合金晶粒細(xì)化。中南大學(xué)碩十學(xué)位論文第一章文獻(xiàn)綜述１．５．２初晶硅的變質(zhì)粗大塊狀初晶硅不僅會(huì)在硅相尖端和棱角部位引起應(yīng)力集中，降低合金力學(xué)性能，而且，由于組織中的大塊硅相作為硬質(zhì)點(diǎn)存在于合金中，導(dǎo)致合金的切削性能惡劣，十分難以機(jī)械加工。初晶硅的變質(zhì)細(xì)化主要是利用初晶硅變質(zhì)元素Ｐ的作用，使粗大塊狀初晶硅轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小顆粒狀或團(tuán)球狀，從而均勻分布于合金中，減小初晶硅對(duì)合金性能的危害。Ｐ變質(zhì)細(xì)化初晶硅的機(jī)理池１是：Ｐ在合金中與Ａｌ反應(yīng)形成ＡｌＰ，ＡｌＰ和Ｓｉ同屬立方晶系，且晶格常數(shù)接近（ａｓｉ＝Ｏ．５４２８ｎｍ，ａＡＩＰ＝Ｏ．５４５１ｎｍ），因此分散在鋁熔體中的ＡｌＰ在凝固時(shí)就可以作為Ｓｉ的結(jié)晶核心，起到異質(zhì)形核作用，從而達(dá)到細(xì)化初晶硅的目的。早期的Ｐ是以赤磷的方式加入的，由于赤磷的燃點(diǎn)很低，運(yùn)輸和儲(chǔ)運(yùn)不安全，且加入后產(chǎn)生大量煙霧，給生產(chǎn)帶來很大困難：后來采用磷鹽方式加入，但產(chǎn)生有害氣體，環(huán)境污染和設(shè)備腐蝕嚴(yán)重，變質(zhì)效果不穩(wěn)定，也逐步淘汰；目前最常用的方式是加入ＣｕＰ，ＡｌＰ等含Ｐ中間合金，這種加入方式安全、無污染，且變質(zhì)效果穩(wěn)定，得到了日益廣泛的應(yīng)用，其中ＡｌＰ中間合金變質(zhì)效果優(yōu)于ＣｕＰ變質(zhì)，已成為廠家首選的變質(zhì)合金。１．５．３共晶硅變質(zhì)共晶硅變質(zhì)元素較多，不同的變質(zhì)元素具有各自不同的變質(zhì)效果和變質(zhì)特點(diǎn)，應(yīng)根據(jù)實(shí)際需要選用。１．５．３．１鈉‘３３１鈉的物理性質(zhì)為：原子量：２２．９９；原子半徑：０．１８５５ｎｍ；晶格常數(shù)：體心立方，ａ＝Ｏ．４２９ｎｍ；比重：０．０９７；熔點(diǎn)：９７．７℃；沸點(diǎn)：８８２℃。１９２０年Ｐａｃｚ首先發(fā)現(xiàn)Ｎａ對(duì)共晶Ａ１．Ｓｉ合金的變質(zhì)作用，從此Ａ１．Ｓｉ合金獲指了新生。起初，直接用金屬Ｎａ于生產(chǎn)中，后因?yàn)槠浠瘜W(xué)活性強(qiáng)，操作時(shí)鋁液飛濺，成本高等緣故，改用含ＮａＦ的多元鹽類混合物作變質(zhì)劑，其中常含組元：ＮａＦ起變質(zhì)作用；ＮａＣＩ，ＫＣｌ起稀釋、助熔作用；Ｎａ３Ａ１Ｆ６起精煉作用。以金屬Ｎａ做變質(zhì)劑時(shí)，加入量為０．０８．０．１０％，處理溫度在７４０—７８０℃，鋁液精煉后，用鐘罩壓入，直至反應(yīng)完畢，有效時(shí)間３０－６０分鐘，通常砂型３０分鐘內(nèi)澆完，金屬型在４５分鐘內(nèi)澆完。以Ｎａ鹽變質(zhì)時(shí)，加入量１．５－３％，在鋁液精練處理后加Ｎａ鹽覆蓋ｌＯ．１２分鐘，再壓鹽３．５分鐘。使用Ｎａ變質(zhì)處理，變質(zhì)效果良好，對(duì)于砂型和金屬型鑄件都適用，變質(zhì)效１２中南大學(xué)碩士學(xué)位論文第一章文獻(xiàn)綜述果不受氯氣或氯鹽進(jìn)行除氣處理的干擾。但鈉在鋁液中易揮發(fā)、燒損，因此變質(zhì)的有效時(shí)間短，并且重熔即失效。變質(zhì)處理過程會(huì)促使鋁液吸氣、氧化，如果用金屬鈉變質(zhì)，鈉較昂貴，又不易保存，處理操作時(shí)不夠安全。以鈉鹽混合物變質(zhì)時(shí)，變質(zhì)劑易吸潮（其中氯鹽還會(huì)含結(jié)晶水），其制備和保存都比較麻煩（用前必須烘干處理，必要時(shí)將鹽混好后，進(jìn)行重熔脫水處理），此外，對(duì)坩鍋壁及工具有侵蝕作用，變質(zhì)處理不當(dāng)容易產(chǎn)生火雜、氣孔、過變質(zhì)或變質(zhì)不足等問題。１．５．３．２鍶‘她瑚鍶的物理性質(zhì)為：原子量：８７．６７；原子半徑：０．２１４５ｎｍ；晶格：體心立方，ａ＝０．６０７５ｎｍ：比重：２．６；熔點(diǎn)：７７０℃；沸點(diǎn)：１３５０℃。１９６６年Ｔｈｉｅｌ對(duì)不同元素的實(shí)驗(yàn)指出，Ｓｒ?qū)︳樱楹辖鸬淖冑|(zhì)作用與Ｎａ相似，且作用時(shí)間更長(zhǎng)久，以后，此類報(bào)道不斷增多，直至將Ｓｒ視為一種效果穩(wěn)定的長(zhǎng)效變質(zhì)劑。鑒于Ｓｒ的化學(xué)活性強(qiáng)，極易氧化，又易引起鋁液吸氣，所以多采用Ａ１．５％Ｓｒ中間合金或含Ｓｒ的混合鹽（ＳｒＣｌ２＋ＮａＦ）作變質(zhì)劑。Ｓｒ變質(zhì)約有兩小時(shí)的潛伏期。采用了３－５％Ｓｒ的Ａ１．ｓｒ中間合金變質(zhì)時(shí)，加入量按０．０２．０．０６％Ｓｒ計(jì)算，最佳加入量Ｏ．０４．０．０５％Ｓｒ，處理方法：可精煉后于７１０．７５０℃加入，輕輕攪拌２－３ｍｉｎ，靜置２．５ｍｉｎ，也可與爐料一起加入。采用混合鹽（ＳｒＣｌ２＋ＮａＦ）時(shí)用量一般按０．２—０．３％ｓｒ加入。Ｓｒ的變質(zhì)效果與Ｎａ相似，其用量小，有效時(shí)間長(zhǎng)（可達(dá)６．８ｈ，重熔尚可保持），因此又優(yōu)于Ｎａ。Ｓｒ變質(zhì)溫度允許的范圍寬（據(jù)報(bào)道，７２０．７５０℃變質(zhì)效果相同）。采用中間合金變質(zhì)對(duì)坩堝無侵蝕作用。但ｓｒ變質(zhì)時(shí)，不宜用氯氣或氯鹽精煉，最好采用氮?dú)?、氫氣或真空除氣處理，且易受合金含Ｐ的干擾。另ｓｒ變質(zhì)易引起合金吸氣，且隨著保溫時(shí)間的處長(zhǎng)，吸氣量會(huì)隨之增加。目前國內(nèi)對(duì)Ｓｒ變質(zhì)的研究較多，但應(yīng)用并不廣泛，除了以上的不足，其價(jià)格較貴，也是其中的一個(gè)原因。１．５．３．３銻（Ｓｂ）啪１銻的物理性質(zhì)為：原子量：１２１．７５：晶格：斜方；比重：６．６７：熔點(diǎn)：６３０．５℃；沸點(diǎn)：１６７５℃。１９６０年法國鑄造技術(shù)中心Ｍ．Ｍａｓｃｒｅ的研究結(jié)果證明，Ｓｂ對(duì)含９．１１．５％Ｓｉ的Ａ１．Ｓｉ合金的變質(zhì)效果是永久性的。近些年來，有關(guān)報(bào)道更多，以至Ｓｂ被稱為代替Ｎａ的永久變質(zhì)劑。但其變質(zhì)效果對(duì)冷速過于敏感，因此限制了它的應(yīng)用。Ｓｂ比重約為Ａ１的２．５倍，直接加入易偏析，故常以Ａ１．Ｓｂ中間合金加入。以含中南大學(xué)碩士學(xué)位論文第一章文獻(xiàn)綜述５－８％Ｓｂ的Ａ１．Ｓｂ中間合金的形式，可于鋁液精煉后加入或同爐料一起加入。精煉后加入時(shí)，處理溫度可比Ｎａ處理稍高，澆注后１０ｈ也能保持變質(zhì)效果。ｓｂ變質(zhì)有效時(shí)長(zhǎng)，重熔不需重新變質(zhì)。工藝簡(jiǎn)便可靠，對(duì)坩堝無侵蝕作用。Ｓｂ來源豐富，價(jià)格便宜。但使用ｓｂ變質(zhì)，其變質(zhì)效果對(duì)冷速敏感性強(qiáng)，僅適用于激冷鑄件生產(chǎn)，對(duì)于厚壁鑄件和砂型鑄件效果不明顯。ｓｂ不能與Ｎａ鹽變質(zhì)的回爐料相混，否則易形成Ｎａ２Ｓｂ，不僅抵消各自的變質(zhì)效果，而且產(chǎn)生雜質(zhì)，惡化合金的性能，另外Ｓｂ還易引起比重偏析。１．５．３．４碲（Ｔｅ）‘３７１Ｔｅ的物理性質(zhì)為：原子量：１２７．６；原子半徑：０．１４３ｎｍ；晶格：立方；比重：６．２４；熔點(diǎn)：４５０℃；沸點(diǎn)：１３９０℃。Ｔｅ有比較好的變質(zhì)效果，它能促進(jìn)硅相分枝細(xì)化，有細(xì)化共晶硅的作用，因而可以一定程度上提高鋁合金的力學(xué)性能。另外，據(jù)報(bào)導(dǎo)Ｔｅ是一種長(zhǎng)效變質(zhì)劑，有效變質(zhì)時(shí)間可長(zhǎng)達(dá)８ｈ，且經(jīng)過多次重熔仍具有變質(zhì)作用。但Ｔｅ變質(zhì)對(duì)鑄件的冷卻速度非常敏感，對(duì)緩冷的鑄件的變質(zhì)效果并不明顯。此外，據(jù)許多研究者研究發(fā)現(xiàn)，Ｔｅ變質(zhì)對(duì)提高合金的強(qiáng)度的能力是有限的。１．５．３．５鈣（Ｃａ）原子量：４０；原子半徑：０．１１６；晶格：立方；比重：１．５３；熔點(diǎn)：８５０℃；沸點(diǎn)：１３５０℃；Ｃａ在Ａ１．Ｓｉ合金中的作用目前尚未完全弄清楚。一般認(rèn)為Ｃａ是鋁基鑄造合金中的雜質(zhì)元素，常以硅化鈣的形式存在于鋁合金中，影響合金的力學(xué)性能。但如果合理地控制Ｃａ的含量在Ｏ．００３％以下，再加入粒狀純鈣或高鈣合金時(shí)，則對(duì)Ａ１．Ｓｉ合金具有變質(zhì)作用，可在一定程度上提高合金的強(qiáng)度和延伸率。但總的來看，Ｃａ的變質(zhì)效果不如Ｎａ，Ｓｒ，并且變質(zhì)工藝不易掌握，惡化合金的鑄造性能。１．５．３．６鋇（Ｂａ）嘲鋇的物理性質(zhì)為：原子量：１３７．３４；原子半徑：０．２１７ｎｍ；晶格：體心立方；比重：３．６；熔點(diǎn)：７１０℃；沸點(diǎn)：１７００℃；Ｂａ是一種長(zhǎng)效變質(zhì)劑，并且約有ｌｈ的潛伏期。Ｂａ常以Ａ１．Ｓｉ．Ｂａ中間合金的形式，并按Ｏ．０５．０．２％Ｂａ的量加入到７６０．８００℃鋁液中，靜止ｌ０ｍｉｎ以上。用Ｂａ進(jìn)行變質(zhì)處理，工藝簡(jiǎn)單，效果良好，成本低，且長(zhǎng)效，可重熔。但不足的是對(duì)鑄件的冷卻速度敏感，不適合于砂型鑄件。對(duì)氯化物敏感，故用Ｂａ１４中南大學(xué)碩七學(xué)位論文第一章文獻(xiàn)綜述變質(zhì)的合金不宜采用含氯氣的精煉劑進(jìn)行精煉。１．５．３．７稀土（ＲＥ）近年來，國內(nèi)許多學(xué)者對(duì)稀土的作用進(jìn)行了大量的研究。研究發(fā)現(xiàn)，稀土中的ｈＣｅ等元素對(duì)Ａ１．Ｓｉ合金具有良好的變質(zhì)作用。稀土密度比較大，為７９／ｍ３左右，容易氧化，一般以Ａ１．ＲＥ中間合金加入鋁液。稀土變質(zhì)潛伏期短，變質(zhì)有效時(shí)間達(dá)４ｈ以上，重熔性強(qiáng)等優(yōu)點(diǎn)，而且不腐蝕堪鍋和熔煉工具，可有效地克服Ｎａ和Ｎａ鹽變質(zhì)處理工藝不易掌握，環(huán)境污染嚴(yán)重的弱點(diǎn)哪！。單獨(dú)加入稀土元素均可獲得一定的變質(zhì)效果，但在實(shí)際生產(chǎn)中常以混合稀土加入合金液進(jìn)行變質(zhì)。研究指出混合稀土可使Ａ１．Ｓｉ合金獲得完全變質(zhì)組織的關(guān)鍵在于油３：一是稀土的加入量應(yīng)控制在０．１．Ｏ．４％范圍內(nèi)最佳；二是必須嚴(yán)格控制變質(zhì)溫度，使其在７４０．７８０℃的范圍內(nèi)。稀土除變質(zhì)作用外，微量稀土元素熔入ａ（Ａ１）中還能起到固溶強(qiáng)化的作用，此外，稀土元素能與合金液中的氫生成ＲＥｍＨｎ，與Ａ１２０３發(fā)生反應(yīng)生成ＲＥ２０３，從而減少鑄件的針孔及氧化火雜物。我國的稀土資源儲(chǔ)藏十分豐富，而稀土又具有綜合改性的效果，是值得研究和推廣應(yīng)用的。１．５．４過共晶鋁硅合金常用的復(fù)合變質(zhì)過共晶鋁硅合金的變質(zhì)要求同時(shí)細(xì)化初晶硅和共晶硅。但是前述變質(zhì)劑大多只能細(xì)化初晶硅或者共晶硅，難以同時(shí)對(duì)初晶硅和共晶硅進(jìn)行細(xì)化變質(zhì)，因此就要采用復(fù)合變質(zhì)劑對(duì)過共晶鋁硅合金進(jìn)行變質(zhì)。新型高效復(fù)合變質(zhì)劑已成為當(dāng)今國內(nèi)外研究的熱點(diǎn)，這些研究表明：復(fù)合變質(zhì)劑不僅能減少變質(zhì)劑（元素）的加入量，而且一些變質(zhì)劑（元素）的變質(zhì)作用還可以相互彌補(bǔ)、相互增強(qiáng)，使變質(zhì)效果大大提高。１．５．４．１Ｐ和Ｓ的雙重變質(zhì)前蘇聯(lián)雅羅斯拉夫發(fā)動(dòng)機(jī)廠采用硫細(xì)化變質(zhì)過共晶鋁硅合金，結(jié)果表明Ｈ婦硫?qū)Τ蹙Ч韬凸簿Ч杈休^好的變質(zhì)效果，若在硫變質(zhì)同時(shí)加磷變質(zhì)，變質(zhì)效果更佳。杜滿昌等Ｈ２３人用硫和磷雙重變質(zhì)Ａ１．１８Ｓｉ過共晶鋁硅合金，研究表明不但初晶硅的細(xì)化效果比單獨(dú)用磷或硫細(xì)化的效果好，而且共晶硅也有很好的變質(zhì)效果，初晶硅可細(xì)化至２０｜Ｉｍ以下，共晶硅變成短小桿狀，二者均勻分布。磷硫復(fù)合變質(zhì)劑中以Ｐ２Ｓ５＋ＮａＣＩ和Ａ１Ｐ＋Ｓ的變質(zhì)效果最好。磷硫復(fù)合變質(zhì)劑的優(yōu)點(diǎn)是具有雙重變質(zhì)作用，既能細(xì)化初晶硅又能細(xì)化共晶硅，有效時(shí)間長(zhǎng)，且二者聯(lián)合使用時(shí)不存在相互抵消作用，變質(zhì)效果好。１５中南大學(xué)碩士學(xué)位論文第一章文獻(xiàn)綜述１．５．４．２Ｐ和ＲＥ復(fù)合變質(zhì)ＲＥ能對(duì)共晶硅進(jìn)行細(xì)化變質(zhì)的現(xiàn)象引起了廣大研究者對(duì)Ｐ和ＲＥ復(fù)合變質(zhì)過共晶鋁硅合金的興趣。電子顯微鏡分析表明，磷和稀土復(fù)合使用時(shí)沒有相互抵消作用，這一結(jié)論為Ｐ．ＲＥ復(fù)合變質(zhì)過共晶鋁硅合金提供了依據(jù)。孟繁琴Ｈ靶研究發(fā)現(xiàn)，利用ＲＥ和Ｐ復(fù)合變質(zhì)含Ｓｉ量２１．２３％的過共晶鋁硅合金，得到鈍化角狀和塊狀初晶硅，尺寸２５—４０ｌａｍ，比未變質(zhì)規(guī)則角狀初晶硅尺寸７０．９０ｌａｍ有明顯改變，而且復(fù)合變質(zhì)合金強(qiáng)度比未變質(zhì)提高約３８ＭＰａ，延伸率提高５０％。山東大學(xué)喬進(jìn)國等人Ｈ們利用Ｃｅ，Ｐ和Ｂａ復(fù)合變質(zhì)Ａ１．１８％Ｓｉ合金，同樣得到分布均勻、大小為４０１．５．４．３１．ｔｍ的初晶硅和珊瑚狀共晶硅。Ｐ和ｓｒ雙重變質(zhì)在過共晶鋁硅合金中同時(shí)添加磷和鍶時(shí)，如果添加的數(shù)量與單獨(dú)添加時(shí)一樣，那么磷對(duì)初晶硅的細(xì)化作用和鍶對(duì)共晶硅的細(xì)化作用不如單獨(dú)加磷和單獨(dú)加鍶作用大。這是因?yàn)榱缀玩J在鋁液中發(fā)生２Ａ１Ｐ＋３Ｓ嚴(yán)Ａｌ＋Ｓｒ３Ｐ２反應(yīng)，因此，削弱了磷和鍶的細(xì)化效果Ｈ５１?？梢?，并不是任何變質(zhì)元素都可以互相疊加，如Ｓｂ和Ｎａ或者Ｓｂ和Ｓｒ之間會(huì)產(chǎn)生相互抵消作用，需加入過量的Ｎａ（或Ｓｒ）才能消除Ａ１．Ｓｉ中含Ｓｂ化合物的有害作用。又如Ｐ和Ｎａ的同時(shí)添加，發(fā)生３Ｎａ＋ＡＩＰ＝Ｎａ３Ｐ＋ＡＩ反應(yīng)，使得Ｐ變質(zhì)失效，甚至出現(xiàn)反常Ｎａ變質(zhì)效果Ｈ引。此外有人曾采用Ｐ．Ｓ、Ｐ．Ｃ、Ｐ．Ｓ．ＲＥ、ＲＥ．Ａ１ＴｉＢ．Ｐ等復(fù)合變質(zhì)Ａ１．Ｓｉ合金取得了比較滿意變質(zhì)效果。但細(xì)化與變質(zhì)處理同時(shí)進(jìn)行的相關(guān)報(bào)道較少Ｈ刀。１．５．５其他細(xì)化初晶硅的方法１．５．５．１動(dòng)力學(xué)方法對(duì)初晶硅的細(xì)化采有動(dòng)力學(xué)方法細(xì)化過共晶鋁硅合金中晶硅主要是促使枝晶折斷、破碎、使晶粒數(shù)量增加，尺寸減?。龋螅?。近年來，一些學(xué)者將半固態(tài)加工技術(shù)應(yīng)用到過共晶鋁硅合金，如Ｋｉｍ，Ｄｉｅｗｗａｎｔ等人Ｈ９’馴采用機(jī)械攪拌細(xì)化和改善初晶硅的尺寸和形貌。毛衛(wèi)民等人悔ｑ研究的電磁攪拌方法，該研究表明，合金中的Ｓｉ≤２４ｗｔ％時(shí)，電磁攪拌會(huì)使初晶硅顯著細(xì)化和圓鈍化，但合金中的Ｓｉ≤３０ｗｔ％時(shí)，電磁攪拌仍然細(xì)化了大部分初晶硅，但無法完全消除粗大的板片狀初晶硅；提高合金熔體冷卻速度和改變攪拌方向都會(huì)細(xì)化初晶硅，但會(huì)降低尖角圓鈍化；在電磁攪拌條件下，過共晶鋁硅合金中的初晶硅發(fā)生細(xì)化和球團(tuán)化的主要原因是，攪拌引起合金熔體溫度場(chǎng)、溶質(zhì)場(chǎng)的均勻化，引起初晶硅的機(jī)械破碎、相互摩擦、熟化和抑制初晶硅各向異性生長(zhǎng)。張守魁研究了過共晶Ａ１．２２ｗｔｏ／ｏＳｉ合金在旋轉(zhuǎn)磁場(chǎng)作１６中南人學(xué)碩士學(xué)位論文第一章文獻(xiàn)綜述用下的凝固組織ｂ引，發(fā)現(xiàn)由于旋轉(zhuǎn)磁場(chǎng)的作用，試樣表層初晶硅破碎、脫落，增加了晶核，使初晶硅得以細(xì)化。同時(shí)，硅結(jié)晶要放出大量的結(jié)晶潛熱，因而抑制了內(nèi)部初晶硅的析出，使硅原子較易向表面擴(kuò)散，形成了初晶硅富集層（約１－４ｎｍ），使試樣表面硬度和耐磨性得到明顯提高。旋轉(zhuǎn)磁場(chǎng)與磷變質(zhì)共同作用，效果更佳。１．５．５．２快速凝固對(duì)初晶硅的細(xì)化常規(guī)鑄造冷速一般小于１００℃／ｓ，而在快速凝固條件下冷速達(dá)到１０４．１０９℃／ｓ，遠(yuǎn)高于常規(guī)鑄造工藝。因此引起一些組織結(jié)構(gòu)上的新特征。主要表現(xiàn)在，細(xì)化的微觀組織；提高合金的固溶度極限；成分的高度均勻、少偏析或無偏析；形成新的業(yè)穩(wěn)相等。目前，對(duì)快速凝固技術(shù)的研究非常多，有報(bào)道∞側(cè)，快速凝固技術(shù)是提高過共晶鋁硅合金強(qiáng)度和耐磨性的最好方法?？焖倌碳夹g(shù)對(duì)過共晶鋁硅合金的影響有如下幾點(diǎn)嘞１：（１）提高Ｓｉ在鋁基體中的固溶度在平衡條件下，硅在鋁中的極限溶解度僅為１．６５ｗｔ％，而在快速凝固條件下，其溶解度達(dá)１０．１６ｗｔ％，遠(yuǎn)超過極限溶解度，甚至超過共晶成分，使ｓｉ過飽和固溶十基體中，對(duì)基體起到強(qiáng)烈的固溶強(qiáng)化作用。（２）細(xì)化晶粒快速凝固可細(xì)化基體，抑制硅相的生核和生長(zhǎng)，改善硅相的形態(tài)和分布，使初晶硅由鑄造條件下的大塊多角形改變?yōu)榧?xì)小粒狀，均勻分布在鋁基體上，對(duì)基體造成第二相彌散強(qiáng)化作用。１．６變質(zhì)機(jī)理雖然針對(duì)Ａ１．Ｓｉ合金不同變質(zhì)劑的變質(zhì)機(jī)理研究很多，但至今沒有統(tǒng)一的理論可以完善地解釋Ａ１．Ｓｉ合金的變質(zhì)機(jī)理?？偟膩碚f，ＡＬ．Ｓｉ合金的變質(zhì)機(jī)理可以分為兩類：一種是從影響硅相形核的角度出發(fā)，認(rèn)為變質(zhì)劑可以提供異質(zhì)結(jié)晶核心而使硅相細(xì)化。另一類從晶體生長(zhǎng)的角度出發(fā)，認(rèn)為變質(zhì)劑原子以各種不同的形式影響硅晶體的生長(zhǎng)，從而使硅相形態(tài)發(fā)生變化而達(dá)到變質(zhì)效果。１．６．１異質(zhì)形核理論加入變質(zhì)劑后，能夠形成某種化合物，其晶體結(jié)構(gòu)與Ｓｉ相似，晶格常數(shù)相應(yīng)，所以能夠?yàn)椋樱樘峁┊愘|(zhì)核心，由于晶核數(shù)目的增加而使Ｓｉ晶體形態(tài)和尺寸發(fā)生變化。Ｐ的變質(zhì)機(jī)理，一般公認(rèn)，是促進(jìn)初晶硅的異質(zhì)形核。即認(rèn)為Ｐ和Ａ１形成１７中南大學(xué)碩士學(xué)位論文第一章文獻(xiàn)綜述ＡｌＰ，它的晶格常數(shù)為０．５４５ｎｍ，與Ｓｉ的品格常數(shù)（Ｏ．５４３ｎｍ）非常接近，而且都是立方結(jié)構(gòu)。因此能夠作為初晶Ｓｉ的異質(zhì)核心，從而起到細(xì)化初晶Ｓｉ的作用瞄¨Ｏ立體觀察結(jié)果表明，加Ｐ處理的初晶硅主要為較規(guī)則的多面體，為典型的小平面生長(zhǎng)特征。多面體初晶硅表面有許多凸臺(tái)，表明表面擴(kuò)散是以臺(tái)階生長(zhǎng)方式實(shí)現(xiàn)的，這也說明Ｐ的加入對(duì)初晶硅的生長(zhǎng)過程沒有影響。文獻(xiàn)嘲３在Ａ１．Ｓｉ合金凝固前用探針測(cè)到了ＡｌＰ的存在，以及在初晶硅中心發(fā)現(xiàn)有ＡｌＰ，這都為Ｐ的異質(zhì)形核提供了有力的證據(jù)。１．６．２孿晶凹谷機(jī)制這是基于共晶生長(zhǎng)中硅片的結(jié)晶生長(zhǎng)前沿往往是孿晶凹谷。變質(zhì)后，鋁液中變質(zhì)劑原子選擇性地吸附而后富集在孿晶凹谷處，阻滯了硅原子向?qū)\晶凹谷處長(zhǎng)上去的速度，使生長(zhǎng)受到抑制，晶體生長(zhǎng)長(zhǎng)大部分被迫改變方向，導(dǎo)致硅晶體生長(zhǎng)形態(tài)發(fā)生變化。同時(shí)也促使硅晶體發(fā)生高度分枝；文獻(xiàn)哪！認(rèn)為，鈉原子并非全封鎖整個(gè)凹谷，而是優(yōu)先吸附在凹谷內(nèi)的缺陷處，如位錯(cuò)、層錯(cuò)等，使原來的片狀被分割生長(zhǎng)，使硅晶體由片狀變成等軸斷面的彎曲纖維狀。硅晶體生長(zhǎng)機(jī)制的變化導(dǎo)致其形念的改變。硅與鋁的共晶結(jié)晶屬于“小平面／非小平面＂共生，硅相具有微觀光滑界面，是結(jié)晶的領(lǐng)先相，生長(zhǎng)速度比鋁相快，硅晶體生長(zhǎng)的各向異性導(dǎo)致其產(chǎn)生不規(guī)則形態(tài)，如分散的針片狀。變質(zhì)處理后，硅相的生長(zhǎng)速度受阻滯失去領(lǐng)先作用，共生性質(zhì)接近“非小平面／ｔＨ，平面’生長(zhǎng)。形成萬互相協(xié)調(diào)的較規(guī)則的棒狀（纖堆狀）晶體。１．６．３界面臺(tái)階機(jī)制這種理論認(rèn)為，未變質(zhì)鋁硅合金生長(zhǎng)著的硅晶體表面上生成孿晶的幾率較小。而在硅晶體生長(zhǎng)前沿液固界面處存在很多界面臺(tái)階㈨，這些臺(tái)階易于接納合金液中硅原子，使硅晶體沿著＜２１ｌ＞晶向擇優(yōu)生長(zhǎng)而成片狀。變質(zhì)后，變質(zhì)劑原子優(yōu)先吸附于該界面臺(tái)階處，鈍化了界面臺(tái)階生長(zhǎng)源，使它很難再接納硅原子。同時(shí)變質(zhì)劑原子在硅晶體表面誘發(fā)出高密度的孿晶，而由孿晶凹谷取代界面臺(tái)階來接納硅原子，成為硅晶體的生長(zhǎng)源。根據(jù)晶格理論計(jì)算，變質(zhì)劑元素與硅二者原子半徑之比等于１．６４８∞門時(shí)，最易誘發(fā)成孿晶。Ｎａ原子誘發(fā)孿晶產(chǎn)生的原因：鈉原子吸附并嵌在硅晶體生長(zhǎng)前沿靠近密排（１１１）晶面處，因?yàn)殁c原子半徑（０．１９０ｒｉｍ）比硅大（Ｏ．１２４ｎｍ），使得密排面表層原子排列發(fā)生變化，從而在與其垂直的側(cè)面上形成孿晶。但可以看到尺寸因素并不能很好的解釋有的元素比例尺寸耕接近該數(shù)值，但變質(zhì)效果卻更差的現(xiàn)象。例如Ｎａ與Ｓｉ的原子半徑比為１．５８，Ｌａ與Ｓｉ的原子半徑比為１．５９，與１．６４８更為接近，但顯然，其變質(zhì)效果不如Ｎａ。１８中南大學(xué)碩上學(xué)位論文第～章文獻(xiàn)綜述１．６．４變質(zhì)溫度下干擾原子集團(tuán)ＫｕｍｍｅｒＲ［６２］等人指出，在變質(zhì)溫度下，合金液中存在Ａ１．Ａ１，Ａｌ—Ｓｉ，Ｓｉ．Ｓｉ原子團(tuán)，變質(zhì)劑加入后能削弱Ｓｉ．Ｓｉ，Ｓｉ．Ａ１原子團(tuán)的結(jié)合力，使它們的尺寸和數(shù)量減少。同時(shí)又強(qiáng)化了Ａ１．燦原子團(tuán)，使Ｑ（Ａ１）自發(fā)形核趨勢(shì)增大，使硅相形核、生長(zhǎng)過冷度增大，從而達(dá)到變質(zhì)效果。王偉民田砌等采用高溫Ｘ射線衍射儀分析了ｓｒ?qū)︿X硅合金中Ｓｉ．Ｓｉ原子集團(tuán)的影響，結(jié)果表明：變質(zhì)元素ｓｒ有削弱液態(tài)鋁硅合金中Ｓｉ．Ｓｉ共價(jià)鍵的傾向，使得合金中的Ｓｉ．Ｓｉ原子集團(tuán)的尺寸與數(shù)目１．６．５其他說法李培杰睇刪等從合金的電子結(jié)構(gòu)特點(diǎn)分析變質(zhì)元素作用機(jī)制，認(rèn)為變質(zhì)過程可以歸結(jié)于變質(zhì)原子和合金組元的電子交換問題。對(duì)變質(zhì)劑的基本要求是它的原子能容易地把部分價(jià)電子傳遞給被變質(zhì)的原子，而且在一定的條件下，變質(zhì)劑原子能夠形成穩(wěn)定的雜化軌道，使系統(tǒng)的能量達(dá)到最小。對(duì)于Ｓｉ相來說，在其金剛石型的立方結(jié)構(gòu)中，內(nèi)部一個(gè)Ｓｉ原子與四個(gè)最近鄰原子形成共價(jià)鍵，在（１１１）外露體平面上每個(gè)原子都有一個(gè)共價(jià)鍵沿表面法線方向的未成對(duì)電子軌道即懸空的ｓ．Ｐ雜化軌道。加入的變質(zhì)劑，只要能提供電子填充到空的軌道中，就能夠使系統(tǒng)能量降低，起到變質(zhì)作用。１．７Ａ１．Ｓｉ合金的熱處理Ａ３９０過共晶鋁硅合金是典型的鑄造合金，在常規(guī)的鑄造條件下，其鑄態(tài)組織是不平衡的，基體固溶體的成分不均勻，有晶內(nèi)偏析，組織呈樹枝狀。其次，高溫形成的不均勻固溶體，其濃度高的部分在冷卻時(shí)來不及充分地?cái)U(kuò)散，因而可能處于過飽和狀態(tài)。以上非平衡結(jié)晶狀態(tài)的組織特征，無疑會(huì)對(duì)鑄造狀態(tài)的合金的性能帶來很大的影響。若枝晶偏析使組織中出現(xiàn)非平衡相，則合金的塑性下降，特別是在枝晶網(wǎng)胞邊緣上生成連續(xù)的粗大粗大脆性化合物網(wǎng)時(shí)，合金的塑性急劇下降。枝晶網(wǎng)胞中部與邊部化學(xué)成分不同，形成濃度差電池，降低合金的電化學(xué)抗蝕性。固溶體中出現(xiàn)非平衡過剩相，一般也會(huì)降低抗蝕性。鑄造狀態(tài)合金組織是亞穩(wěn)定的，鑄件在高溫下工作時(shí)，會(huì)發(fā)生固溶體成分均勻化和非平衡相的溶解，促進(jìn)蠕變過程性能不斷發(fā)生變化，有時(shí)過早地超過容許范圍而使鑄件失效。通過變質(zhì)處理只能使硅相變?yōu)槔w維狀，要想使共晶硅粒狀化，初晶硅尖角鈍化，消除合金組織中的不平衡組織，提高合金的硬度和強(qiáng)度及耐磨性，改善鑄件的尺寸穩(wěn)定性，這在工藝上需要依靠熱處理或熱處理與變質(zhì)處理二者相結(jié)合來實(shí)１９中南大學(xué)碩上學(xué)位論文第一章文獻(xiàn)綜述現(xiàn)。過共晶鋁硅合金一般都含有銅和鎂，可形成熱處理強(qiáng)化效應(yīng)，從而顯著提高其力學(xué)性能。其熱處理強(qiáng)化方式以時(shí)效強(qiáng)化為主，使其基體中形成大量彌散分布的與母相共鉻或部分共格的Ｇ．Ｐ區(qū)或過渡沉淀相（如Ｍｇ。Ｓｉ的過渡相Ｂ’，Ｃｕｈｌ：的過渡相ｏ’和０”等），其常用的熱處理強(qiáng)化方法有Ｔ６（淬火及完全人工時(shí)效）和Ｔ７（淬火及穩(wěn)定化）處理等，其中尤以Ｔ６處理應(yīng)用最多。對(duì)于某一特定牌號(hào)鑄件，根據(jù)其使用條件，采用不同的熱處理方法或工藝，可在較大的范圍內(nèi)調(diào)整其力學(xué)性能，以滿足不同的使用要求。１．８研究?jī)?nèi)容研究表明，對(duì)過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金進(jìn)行變質(zhì)處理可明顯改善合金硅相的形貌、大小和分布，獲得良好的力學(xué)性能和耐磨性能。據(jù)文獻(xiàn)報(bào)導(dǎo)，對(duì)鋁硅合金起變質(zhì)作用的元素有Ｎａ、Ｓｒ、Ｓｂ、Ｂａ，ＲＥ、Ｐ，Ｓ、Ａｓ等。但是，這些元素都具有本身的局限性，如要么變質(zhì)效果維持時(shí)間短；污染環(huán)境，危害健康；要么變質(zhì)效果對(duì)鑄型冷卻速度敏感；或成本高等。這樣就使得單一變質(zhì)總難以達(dá)到最佳的綜合效果。因此，如何克服變質(zhì)劑自身存在的缺點(diǎn)，同時(shí)又能充分發(fā)揮各自優(yōu)點(diǎn)，即尋找復(fù)合變質(zhì)處理方法，成為了鋁合金研究領(lǐng)域的一個(gè)重要課題。目前較為普遍的是應(yīng)用兩種或兩種以上的變質(zhì)劑對(duì)鋁合金進(jìn)行復(fù)合變質(zhì)處理。因此本文通過添加變質(zhì)劑和細(xì)化劑對(duì)Ａ３９０合金進(jìn)行復(fù)合及三聯(lián)處理，通過適當(dāng)?shù)臒崽幚砉に?，希望該合金的顯微組織得以改善，性能得以提高，擴(kuò)大過共晶鋁硅合金的應(yīng)用范圍。（１）不同的變質(zhì)處理工藝對(duì)Ａ３９０合金鑄態(tài)組織和性能的影響。（２）選定具有較優(yōu)變質(zhì)效果的變質(zhì)處理方案，優(yōu)化Ａ３９０合金熱處理?xiàng)l件。（３）研究變質(zhì)處理及熱處理對(duì)Ａ３９０合金耐磨性能的影響及摩擦磨損機(jī)理的研究。２０中南大學(xué)碩上學(xué)位論文第二章試驗(yàn)方法第二章實(shí)驗(yàn)方法２．１試驗(yàn)方案本試驗(yàn)選用Ａ３９０合金作為研究對(duì)象，對(duì)其開展細(xì)化變質(zhì)，熱處理，摩擦磨損試驗(yàn)及組織性能分析。實(shí)驗(yàn)方案的制定如圖２．１所示。Ｉ合金成分確定上Ｉ熔煉Ｉ］童畝霪弱鏨圈圖２．１試驗(yàn)方案流程圖２１中南大學(xué)碩士學(xué)位論文第二章試驗(yàn)方法２．２試驗(yàn)材料的制備試驗(yàn)合金名義成分為Ａ１．１８Ｓｉ－４．５Ｃｕ．０．６Ｍｇ－０．１Ｍｎ，為了研究不同變質(zhì)工藝對(duì)Ａ３９０合金組織與性能的影響，采用不同變質(zhì)工藝制備了６個(gè)合金，編號(hào)見表２—１。熔煉：采用ＡＩ．３０Ｓｉ中間合金，Ａ１．５０Ｃｕ中間合金，Ａ１．１０Ｍｎ中間合金，純鋁錠，純Ｍｇ作為原料，在井式電阻爐中用石墨坩堝配制。初始設(shè)定溫度為８５００Ｃ，先將石墨坩堝預(yù)熱至暗紅，再放入純鋁錠和Ａ１．３０Ｓｉ中間合金，隨爐升溫Ｎ８５０℃，熔化后，降溫至７５０℃，依次添ｉＪｌｌＡｌ．５０Ｃｕ中間合金、Ａ１．１０Ｍｎ中間合金、純Ｍｇ進(jìn)行合金化，添加時(shí)要考慮各種元素的燒損程度，由于Ｍｇ極易燒損，以３０％的燒損量計(jì)算加入。待完全熔化后保溫５ｍｉｎ時(shí)間，用熔劑（３０％ＮａＣＩ＋４７％ＫＣｌ＋２３％冰晶石）進(jìn)行覆蓋造渣，并用六氯乙烷（Ｃ２Ｃ１６）精煉除氣（下同），變質(zhì)與澆鑄：復(fù)合及三聯(lián)變質(zhì)處理時(shí)，母合金熔液在７５０℃靜置５ｍｉｎ后，進(jìn)行精煉除氣，將爐子升溫至９００．９５０℃，到溫添加Ｃｕ－１３Ｐ中間合金（以０．２％Ｐ的量加入），保溫３０ｒａｉｎ，再降溫到７８０℃，添加Ａ１．１０Ｌａ（以０．８％Ｌａ的量加入）、Ａ１．１０Ｓｒ（以０．３％Ｓｒ的量加入）、Ａ１．５Ｔｉ．２Ｂ（以５％的量加入）。待添加完后靜置５ｍｉｎ，再次進(jìn)行精煉除氣，用預(yù)熱溫度１３０℃的鐵模澆注成①１５Ｘ１５５ｍｍ圓棒。表２．１Ａ３９０合金試驗(yàn)編號(hào)２．３熱處理工藝參數(shù)的確定２．３．１過燒溫度的測(cè)定采用１０ｍｍＸ８ｍｍＸ８ｍｍ的試樣摸索過燒溫度，實(shí)驗(yàn)溫度及試樣編號(hào)如表２－２所示，固溶處理時(shí)間均為１小時(shí)。表２—２過燒溫度的確定中南大學(xué)碩士學(xué)位論文第二章試驗(yàn)方法２．３．２固溶處理以鑄造鋁硅合金熱處理制度為基礎(chǔ)，研究了Ａ３９０合金的固溶處理制度，參照各國與本合金成分相近的熱處理制度，對(duì)固溶溫度和時(shí)間分別進(jìn)行優(yōu)化。固溶處理時(shí)，采用１０ｍｍＸ８ｍｍ×８ｍｍ小試樣，將試樣分為三組，每組各８?jìng)€(gè)試樣，采用的固溶時(shí)間分別為０．２５小時(shí)，０．５小時(shí)，１小時(shí)，２小時(shí)，４小時(shí)，８小時(shí)，１２小時(shí)，１６小時(shí)。固溶與淬火時(shí)間間隔少于５秒，采用室溫水淬。固溶制度的確定以硬度值作為評(píng)估指標(biāo)，通過硬度測(cè)試找到峰值。實(shí)驗(yàn)方案及編號(hào)如下表２—３所示。表２—３固溶處理方案及試樣編號(hào)２．３．３時(shí)效處理時(shí)效處理均在循環(huán)鼓風(fēng)干燥箱中進(jìn)行，溫度誤差±１℃，試樣空冷。為了探索固溶后不同時(shí)效工藝對(duì)合金組織和性能的影響，以合金的硬度作為評(píng)估指標(biāo)，分別將試樣在１６５℃，１７５℃，１８５℃進(jìn)行保溫不同時(shí)間的時(shí)效處理，通過硬度測(cè)試找到峰值時(shí)效。具體試樣方案如下表２—４所示。表２＿４時(shí)效方案２．４ＤＴＡ分析通過差熱分析繪制出的ＤＴＡ曲線，我們可以大致的推測(cè)出材料的過燒溫度。曲線突然下降，說明是吸熱反應(yīng)，即發(fā)生了熔化反應(yīng)（邊界共晶物發(fā)生熔化）；曲線突然上升，說明是放熱反應(yīng)，即發(fā)生了凝固反應(yīng)（有脫溶相產(chǎn)生）。２．５顯微組織分析２３中南大學(xué)碩上學(xué)位論文第二章試驗(yàn)方法２．５．１金相顯微分析金相試樣的制備及觀察過程如下：（１）取樣：考慮到試樣的代表性，以及組織的均勻性，我們?cè)诨脑嚇由辖厝∫幌聣K（遠(yuǎn)離變形區(qū)）供觀察用。（２）磨光：首先，在國產(chǎn)Ｍ．２型金相試樣預(yù)磨機(jī)上依次經(jīng)過２０礦、６０擴(kuò)、８００撐水磨砂紙打磨成平整的表面，然后在玻璃板上依次用４＃、６捍金相砂紙磨光，使樣品表面平整，無較深劃痕。磨光時(shí)不能過熱，以免塑料發(fā)軟以及合金表面氧化。（３）拋光：在丹麥產(chǎn)無級(jí)變速金相拋光機(jī)上進(jìn)行。粗拋，采用Ｃｒ２０３懸浮液及細(xì)呢布在拋光機(jī)上拋至試樣表面無明顯劃痕；精拋，用清水拋光，直至無劃痕、污跡、拖尾等成為光滑無痕的鏡面。（４）浸蝕：用Ｋｅｌｌｅｒ試劑（Ｏ．５ｍｌＨＦ＋１．５ｍｌＨＣＩ＋２．５ｍｌＨＮ０３＋９９．５ｍｌＨ２０）浸蝕，用竹制鉗子夾持沾足侵蝕液的脫脂棉拭擦拋光面，待光亮的表面失去光澤變成銀灰色后停止擦拭，立即用清水沖洗再用酒精漂洗，然后用熱風(fēng)吹干，即可在金相顯微鏡下觀察Ｈ引。（５）觀察：金相顯微組織觀察采用ＰＯＬＶＡＲ．ＭＥＴ寬視野大型金相顯微鏡。主要觀察合金組織的晶粒形貌、晶粒大小、及第二相粒子的形貌、大小、分布等。２．５．２掃描電子顯微鏡觀察在掃描電鏡上進(jìn)行合金微觀組織和拉伸斷口形貌觀察。設(shè)備為ＡＭＡＲＹＫＹＫＹ．２８００與Ｓｉｒｉｏｎ２０００場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡，ＥＤＡＸ型號(hào)為ＧＥＮＥＳＩＳ６０Ｓ。２．５．３透射電子顯微分析電鏡薄片樣的制樣過程如下：（１）截取厚０．５ｍｍ，面積ｌｃｍ２以上的樣品，在水磨機(jī)上細(xì)磨到Ｏ．１ｍｍ厚度左右：（２）將樣品沖成（ｐ３ｍｍ的圓片；（３）在ＭＴＰ．１雙噴電解減薄儀上雙噴減薄、穿孔。電解液為硝酸：甲醇－－３：１，溫度控制在．２５℃以下，電壓為１２～１５Ｖ，電流為６０，一８０ｍＡ。顯微組織結(jié)構(gòu)觀察在ＴｅｃｎａｉＧ２２０透射電鏡進(jìn)行，主要觀察晶內(nèi)和晶界析出相的大小、形貌、分布等。中南大學(xué)碩士學(xué)位論文第二章試驗(yàn)方法２．５．４Ｘ射線衍射物相分析２５００ＰＣＸ射線衍射物相分析是在日本理學(xué)Ｄ／Ｍａｘ儀進(jìn)行。１８ＫＷ轉(zhuǎn)靶Ｘ射線衍射采用１２ｍｍ×１２ｍｍ×５ｍｍ的塊狀樣品，樣品要求表面平整。采用儀器和試驗(yàn)條件如表２．２。表２．５儀器型號(hào)ｘ射線衍射物相分析儀器的型號(hào)和實(shí)驗(yàn)條件２５００ＰＣ日本理學(xué)Ｄ／Ｍａｘ１８ＫＷ轉(zhuǎn)靶Ｘ射線衍射儀２．６力學(xué)性能與物理性能測(cè)試２．６．１硬度測(cè)試硬度反映了材料彈塑性變形特性，是一項(xiàng)重要的力學(xué)性能指標(biāo)。與其他力學(xué)性能的測(cè)試方法相比，硬度試驗(yàn)具有下列優(yōu)點(diǎn)【２８】：試樣制備簡(jiǎn)單，可在各種不同尺寸的試樣上進(jìn)行試驗(yàn)，試驗(yàn)后試樣基本不受破壞；設(shè)備簡(jiǎn)便，操作方便，測(cè)量速度快；硬度與強(qiáng)度之間有近似的換算關(guān)系，根據(jù)測(cè)出的硬度值就可以粗略地估算強(qiáng)度極限值。硬度測(cè)試樣品在Ｍ．２型金相預(yù)磨機(jī)上依次用２００，６００，８００的水磨砂紙打磨成上下表面平整的平行的表面。硬度測(cè)試在上海冬華材料測(cè)試儀器廠生產(chǎn)的ＨＢＥ一３０００型布氏硬度實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，所用載荷為２４５２Ｎ，壓頭直徑為①５ｍｍ鋼球，加載時(shí)間為３０ｓ，每個(gè)試樣上打５個(gè)實(shí)驗(yàn)點(diǎn)，實(shí)驗(yàn)點(diǎn)的間距≥５×壓痕直徑，每個(gè)測(cè)量值為５個(gè)點(diǎn)的平均值。根據(jù)測(cè)量壓痕直徑，對(duì)照金屬硬度表格讀出相應(yīng)的硬度值。２．６．２拉伸力學(xué)性能測(cè)試?yán)煸嚇蛹庸こ桑牵拢叮常梗罚福叮遥保侗壤嚇樱乩煸冢茫樱樱矗矗保埃靶碗娮又心洗髮W(xué)碩士學(xué)位論文第二章試驗(yàn)方法萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，高溫拉伸采用ＩＮＳＴＲＯＮ．ＭＯＤＥＬ８０３２試驗(yàn)機(jī)測(cè)試。實(shí)驗(yàn)過程按照ＧＢ２２８－－８７《金屬拉伸實(shí)驗(yàn)方法》的有關(guān)規(guī)定進(jìn)行，鑄態(tài)拉伸應(yīng)變速度為０．５ｍｍ／ｍｉｎ，每個(gè)測(cè)定值去三個(gè)試樣的平均值。伸長(zhǎng)率的測(cè)量選用游標(biāo)卡尺。拉伸試樣采用車削和先切割方式制取。拉伸試樣具體尺寸如圖２．２所示。圖２－２拉伸試樣示意圖２．６．３熱膨脹系數(shù)測(cè)試樣品尺寸加工成Ｏ６Ｘ１５ｍｍ，在中南大學(xué)粉末冶金研究院ＤＬ－１５００型熱膨脹儀（同本）上測(cè)試，測(cè)試標(biāo)準(zhǔn)為ＧＢ／Ｔ４３３９－－１９９９。樣品隨爐升溫到給定溫度（依次為５０＂Ｃ、１００。Ｃ、２００。Ｃ、３００。Ｃ、４００。Ｃ），從測(cè)試儀上直接讀數(shù)值即可，每個(gè)狀態(tài)樣品測(cè)試三次，取平均值。２．７摩擦磨損試驗(yàn)２．７．１設(shè)備、工作原理及條件摩擦磨損試驗(yàn)在ＣＥＴＲＵＭＴ一３多功能微摩擦磨損測(cè)試儀上進(jìn)行，試樣尺寸為２５ｍｍ×２５ｍｍＸ１５ｍｍ，試驗(yàn)前，將試樣表面經(jīng)８００號(hào)水磨金相砂紙磨光，試驗(yàn)過程中的磨損磨損量的測(cè)量采用日本進(jìn)口三維視頻顯微鏡測(cè)量預(yù)磨試樣表面及試樣的磨痕深度、寬度、長(zhǎng)度等尺寸參數(shù)。用量度為０．１ｍｇ的分析天平測(cè)量損失質(zhì)量。其工作原理：運(yùn)動(dòng)方式為往復(fù)運(yùn)動(dòng)，在滑行過程中，上試樣固定補(bǔ)動(dòng)作單向滑動(dòng)運(yùn)動(dòng)。用應(yīng)變傳感器測(cè)量減量試樣在Ｚ方向的變形，同時(shí)也測(cè)定了滑行過程中切向力Ｆｘ（摩擦力）和法向力Ｆｚ（載荷）即摩擦系數(shù)為Ｆｘ／Ｆｚ的比值計(jì)算得出。摩擦系數(shù)是試驗(yàn)機(jī)對(duì)每個(gè)摩擦信號(hào)在有效區(qū)間計(jì)算平均值，得到摩擦系數(shù)測(cè)試值。速度、時(shí)間、載荷為定值，整個(gè)試驗(yàn)由預(yù)先編好的程序來控制自動(dòng)完成，試驗(yàn)數(shù)據(jù)由計(jì)算機(jī)自動(dòng)采集。磨輪（摩擦副）為ＧＣｒｌ５鋼（ＨＴ２５０），直徑為４９．２１ｍｍ，表面粗糙度２６中南大學(xué)碩士學(xué)位論文第二章試驗(yàn)方法Ｒａ為１．６３ｌａｍ。試驗(yàn)在干磨條件下進(jìn)行，轉(zhuǎn)速為４００ｒ／ｍｉｎ（１ｍ／ｓ），載荷為１００Ｎ，最大往返行程為２４．５ｍｍ，共振頻率為最大線速度磨損時(shí)間為３０ｍｉｎ。磨損方式的分析采用ｊｓｍ一６３６０型掃描電鏡（分辨率ｌＯｎｍ）進(jìn)行表面分析，磨損率的計(jì)算公式如式２一ｌ所示：礦：旦ＰＬ離。動(dòng)力學(xué)摩擦系數(shù)計(jì)算公式如式２－２所示：Ｆ（２—１）式中，Ｗ。為比磨損率，Ｖ為材料被磨去的體積，Ｐ為施加法向載荷，Ｌ為磨損距鯫２告力）。摩擦試驗(yàn)的示意圖如圖２—３所示：（２—２）式中，ｐ。為動(dòng)力學(xué)摩擦系數(shù)，Ｆ為滑動(dòng)期間測(cè)量的摩擦力（Ｎ），Ｐ為載荷（法向圖２－３柱對(duì)盤的往復(fù)運(yùn)動(dòng)微摩擦試驗(yàn)裝配圖Ｆｚ垂直方向的載荷，Ｆｘ法向的摩擦力２．７．２試驗(yàn)方法（１）試驗(yàn)一般應(yīng)在無振動(dòng)、無腐蝕性氣體和無粉塵的環(huán)境中進(jìn)行。（２）將環(huán)形試樣及塊形