張 波 陳 偉 吳廣新

（1.貴陽產(chǎn)業(yè)技術研究院，貴州 貴陽550081；2.貴陽產(chǎn)業(yè)技術研究院有限公司，貴州 貴陽 550081；3.貴陽職業(yè)技術學院，貴州貴陽 550082；4.省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室，上海 200444；5.上海市鋼鐵冶金新技術開發(fā)應用重點實驗室，上海 200444；6.上海大學材料科學與工程學院，上海 200444）

鋁合金具有高比強度和高比剛度等優(yōu)良性能，廣泛應用于各種工業(yè)及汽車制造業(yè)。ZL109鑄造鋁合金的熱膨脹系數(shù)小，耐熱性和耐磨性好，常用來制造內(nèi)燃機活塞。但其較差的耐磨性能，尤其是低的粘著抗力使其應用受到一定的限制。

研究表明，在鋁合金中添加合金元素可以改善其性能。Si可以改善鋁合金的耐磨性，并且隨著Si含量的增加，鋁合金的耐磨性提高。但含量過高的Si會在鋁基體中形成粗大、多角的初晶Si相，從而割裂基體，降低鋁合金的力學性能。所以通常情況下鋁合金中Si含量一般不超過共晶成分（質(zhì)量分數(shù)為 12%）［1-2］。

Sr在Al-Si合金中一般起變質(zhì)作用。通過在Al-6Si-3Cu-0.3Mg鋁合金中添加Al-5Sr變質(zhì)劑，發(fā)現(xiàn)共晶Si的形貌隨著Sr含量的增加逐漸由粗大條塊狀轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿浬⒌睦w維狀。除了對形貌的影響，Sr還顯著影響共晶Si的尺寸。隨著Sr含量的增加，共晶Si不斷細化。當Sr的質(zhì)量分數(shù)達到0.06%時，共晶Si尺寸已無明顯變化，此時含Sr化合物明顯增加，發(fā)生過變質(zhì)，從而對材料性能產(chǎn)生不利影響［3］。少量Sr能使共晶硅相由粗片狀轉(zhuǎn)變?yōu)榧毨w維狀，這是因為Sr具有雜質(zhì)誘導孿晶和限制共晶Si相生長的作用［4］。經(jīng)過Sr變質(zhì)處理后，Al-Si-Cu-Mg合金中共晶Si轉(zhuǎn)變?yōu)槔w維狀，減弱了其對基體的割裂作用，合金的硬度、抗拉強度和斷后伸長率都得到了提升［5］。

適量的Cu可以強化鋁合金。這是因為隨著Cu含量的增加，共晶Si由片狀逐漸轉(zhuǎn)變成細小彌散分布的球狀，并且Al2Cu強化相所形成的鋁基固溶體也具有一定的強化作用［6］。賈祥磊等［7］研究了Cu對 Al-Si-Cu-Ni合金組織和力學性能的影響，發(fā)現(xiàn)合金中的Al-Ni-Cu相和彌散析出的CuAl2過渡相隨著Cu含量的增加而增加，從而使Cu的質(zhì)量分數(shù)在2.4% ～3.8%時，Al-Si-Cu-Ni合金的室溫及高溫強度和硬度都會隨Cu含量的增加而提高。在Al-12.5Si-1.0Mg合金中加入不同量的 Cu，析出了共晶 Al2Cu相和Al5Cu2Mg8Si6相，經(jīng)過熱處理后仍保留在基體中，使鋁合金的硬度和耐磨性提高［8］。

Mg在Al-Si合金中也具有一定的強化作用。在Al-20Si合金中添加0.9%Mg（質(zhì)量分數(shù)，下同）后，合金中的初生硅和共晶硅均得到顯著細化，共晶硅由長針狀轉(zhuǎn)變?yōu)槎提槧?，分布更加均勻，合金的抗拉強度明顯提高［2］。此外，合金中Mg2Si出現(xiàn)強化相的析出，使Al-Si合金的力學性能明顯提高［9］。但陳忠偉等［10］發(fā)現(xiàn)，過高的 Mg含量會粗化未變質(zhì)的共晶Si相，并降低Sr的變質(zhì)效果。

在鋁合金中添加Fe，可以彌補硅含量的降低引起的力學性能的下降，提高合金的耐磨性［11］。當Fe的質(zhì)量分數(shù)由0.15%增加到0.70%時，Al-Si合金的硬度提高約10%，耐磨性提高約10%。當鐵的質(zhì)量分數(shù)達到2.5%后，Al-Si合金的硬度進一步提高，而耐磨性降低70%以上［12］。Fe在鋁硅合金中一般被認為是有害元素。在Al-Si合金中添加Fe會析出Al5FeSi針狀金屬間化合物，以彌散粒子的形式分布在合金基體中。但它與基體的結合強度較低，與基體間的界面易產(chǎn)生微裂紋，導致力學性能降低［13］。這種富鐵針狀相的裂紋敏感性較高，增加了材料表面產(chǎn)生微裂紋和分層的傾向。

添加Mn的主要作用是減小Fe的有害影響。在Fe的質(zhì)量分數(shù)小于1%的鋁合金中加入Mn可以減少或完全抑制Al5FeSi相的形成［14］。當 Fe的質(zhì)量分數(shù)大于1%時，加入Mn后形成了“田”字狀的AlSiFeMn四元相，大大提高了合金的抗拉強度，有效降低了針狀Al5SiFe相的有害作用［15］。在ZL109合金中添加Mn，隨著Mn含量的增加，Mn不斷地固溶于Al9FeNi耐熱相中，使Al9FeNi相的晶格結構更加復雜，提高了耐熱相的熱穩(wěn)定性，從而顯著增強了該相的高溫強化效果。但Mn含量過高的ZL109合金的抗拉強度由于含Mn相形態(tài)的改變及其高溫穩(wěn)定性的不同而下降［16］。

基于上述合金元素的綜合作用，本文通過在ZL109合金中添加不同量的合金元素，熔煉了一種新型鋁合金，并與ZL109合金的組織和力學性能作了對比。

1 試驗材料與方法

試驗選用的熔煉原料由華中鋁業(yè)公司提供，所設計鋁合金的名義成分和實測成分如表1所示。

表1 新型鋁合金的名義成分和實測結果（質(zhì)量分數(shù)）Table 1 Nominal and measured chemical compositions of the tested alloy（mass fraction） %

在井式電阻爐內(nèi)進行熔煉。與合金接觸的工具必須預熱并刷上涂料（氧化鋅15%，水玻璃3%，水82%），加熱烘干。一方面是為了防止帶入雜質(zhì)，另一方面是為了使鋁合金與工具不粘附，易于操作。待剛玉坩堝預熱至暗紅后，加入預熱至200℃的60 g ZL109合金和108.12 g Al-20Si中間合金、9.46 g Al-Cu合金（Cu的質(zhì)量分數(shù)為48.46%）、2.88 g Al-Mn合金（Mn的質(zhì)量分數(shù)為26.75%），2.7 g Al-Fe合金（Fe的質(zhì)量分數(shù)為10.56%）。添加覆蓋劑（50% NaCl，50% KCl），加入量約為鋁液總質(zhì)量的0.1% ～0.2%。為了保護合金液不被氧化或引入氣體，進而影響合金質(zhì)量，將合金加熱到780℃全部熔化后，用剛玉棒攪拌均勻，然后用石墨鐘罩壓入0.85 g Al-Sr合金（Sr的質(zhì)量分數(shù)為6.82%），進行變質(zhì)處理。待合金全部熔化后，在760℃保溫20 min。保溫期間，用剛玉棒不斷攪拌。保溫后，加入質(zhì)量分數(shù)為0.8%的六氯乙烷進行精煉，目的是去除合金中溶解的氣體及一部分夾雜。最后后用撇渣勺進行撇渣，保溫一段時間后用預熱至300℃的石墨坩堝進行澆注。

對已熔制的合金錠塊鉆取粉末樣，使用電感耦合等離子體發(fā)射光譜儀（Plasmal1000）測定合金元素含量。使用維氏硬度計測量ZL109與新型鋁合金的硬度，測量5個點取平均值，試驗力為500 g，加載時間為15 s。

采用MM-W1萬能摩擦磨損試驗機進行摩擦磨損試驗，盤材料分別為ZL109和新型鋁合金，尺寸為φ35 mm×5 mm；對磨銷為40Cr鋼，尺寸為φ8 mm×8.5 mm。試驗力為100 N，無潤滑油，轉(zhuǎn)速為 200 r／min，對磨時間 30 min。

利用掃描電子顯微鏡（SEM）觀察合金的組織與磨損形貌，并用能譜儀進行EDS分析。

2 試驗結果與分析

2.1 新型鋁合金與ZL109合金的顯微組織對比

圖1為ZL109和新型鋁合金的顯微組織。結合表2和表3中的元素成分EDS分析結果可知，ZL109合金由初晶硅、共晶硅、AlMnFeSi相和AlFeSi相組成。與ZL109合金相比，新型鋁合金中的針狀AlFeSi相消失，AlMnFeSi相的數(shù)量明顯增加。這是因為，Mn的加入對Fe有中和作用，能吸附合金中的雜質(zhì)Fe，抑制AlFeSi相的形成，促進形成無害的AlMnFeSi相，從而減小Fe對合金組織的不利影響。

圖1 ZL109和新型鋁合金的微觀組織Fig.1 Microstructures of the ZL109 and new type aluminium alloys

表2 圖1中ZL109合金的能譜分析結果（原子分數(shù)）Table 2 EDS analysis results of the ZL109 alloy in Fig.1（atom fraction） %

表3 圖1中新型鋁合金的能譜分析結果（原子分數(shù)）Table 3 EDS analysis results of the new type aluminium alloy in Fig.1（atom fraction） %

此外，可以發(fā)現(xiàn)兩種合金的初晶硅都呈塊狀，但新型鋁合金中的初晶硅數(shù)量較少，且共晶硅相也由針片狀轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿〉睦w維狀，均勻地分布在基體中。這是由于新型鋁合金在ZL109合金的基礎上加入了Sr，Sr對共晶Al-Si合金起變質(zhì)作用所致。因此，初晶硅數(shù)量的減少與共晶硅的細化使其對基體的割裂作用減小，從而使合金的硬度增加，耐磨性提高。

2.2 新型鋁合金和ZL109合金的力學性能對比

ZL109和新型鋁合金的力學性能檢測結果見表4?？梢娕cZL109合金相比，新型鋁合金的密度變化不大，但顯微硬度明顯提高，磨損率明顯降低。一方面是由于新型鋁合金中含Mn結晶相AlMnFeSi的出現(xiàn)。室溫下Mn在鋁基固溶體中的溶解度僅為0.05%，多余的不能固溶的Mn將以第二相的形式析出，含Mn第二相的硬度較高，能明顯強化合金。在冷變形過程中，含Mn第二相不僅阻礙位錯的運動，而且會造成位錯的增殖，使位錯的密度升高，促進金屬的加工硬化。但過多的含Mn第二相將對合金的韌性產(chǎn)生不利的影響。另一方面是由于變質(zhì)處理，使共晶硅由針片狀轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿±w維狀，初晶硅數(shù)量也減少，從而減小了對基體的割裂作用，導致合金的硬度增加，耐磨性提高。

圖2和圖3為ZL109和新型鋁合金的磨損表面形貌。對比可見，ZL109合金磨損更嚴重。在摩擦磨損過程中，ZL109合金受到強烈的擠壓和摩擦，晶粒間的某些粘結相被擠出，形成犁溝狀磨痕，犁溝狀磨痕與磨損方向一致，磨損面發(fā)生塑性變形。新型鋁合金的摩擦磨損較小，表面有不同程度的劃痕，犁溝較淺，塑性變形較小。

表4 新型鋁合金與ZL109合金的力學性能Table 4 Mechanical properties of the new type aluminium alloy and ZL109 alloy

圖2 ZL109合金的摩擦磨損形貌Fig.2 Friction and wear morphologies of ZL109 alloy

圖3 新型鋁合金的摩擦磨損形貌Fig.3 Friction and wear morphologies of the new type aluminium alloy

3 結論

（1）新型鋁合金與ZL109合金的顯微組織差別較大。新型鋁合金中Mn的加入對Fe起到中和作用，使針狀AlFeSi相消失，AlMnFeSi相的數(shù)量增加；Sr的加入起變質(zhì)作用，Sr變質(zhì)后初晶硅數(shù)量減少，共晶硅相由針片狀轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿〉睦w維狀。

（2）新型鋁合金與ZL109合金的密度接近，但前者的顯微硬度提高了33.5%，磨損率也明顯降低，耐磨性得到提高。