楊子潤(rùn)，龐紹平，孫 瑜，宋 娟

(鹽城工學(xué)院 材料工程學(xué)院，鹽城 224051)

過(guò)共晶 Al-Si合金是一種重要的鑄造合金，也是一種優(yōu)良的耐磨材料，它具有密度低、熱膨脹系數(shù)小、熱穩(wěn)定性好、鑄造性能優(yōu)良等優(yōu)點(diǎn)，而且隨著合金中硅含量的增加，合金的耐磨性能提高，密度降低，線膨脹系數(shù)減小，熱穩(wěn)定性增加，耐蝕性提高。目前，過(guò)共晶 Al-Si合金在輕型汽車和發(fā)動(dòng)機(jī)活塞上已經(jīng)得到了應(yīng)用。但過(guò)共晶 Al-Si合金未經(jīng)變質(zhì)處理的鑄態(tài)組織中出現(xiàn)粗大的不規(guī)則板狀初晶 Si和粗針狀共晶Si，對(duì)材料的力學(xué)性能和加工性能損害嚴(yán)重，尤其是塑性和耐磨性能。因此，細(xì)化初晶Si和共晶Si是制造過(guò)共晶 Al-Si合金產(chǎn)品的關(guān)鍵。近年來(lái)，人們一直在研究改進(jìn)過(guò)共晶Al-Si合金中初晶Si相的形態(tài)和優(yōu)化共晶組織的有效方法，在變質(zhì)處理、熱處理、噴射沉積以及合金近液相線溫度澆注等方面均進(jìn)行了有益的探索[1-6]。

目前，工業(yè)上應(yīng)用最多的是加入含P變質(zhì)劑，主要是Cu-P中間合金(一般含P量在8%～10%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))[7]。少量P的加入可以使初晶Si尺寸迅速變小，分布彌散均勻，形狀變?yōu)橄鄬?duì)規(guī)則的多邊形或顆粒狀。且Cu作為強(qiáng)化相固溶于鋁相中形成Al2Cu相，可以提高合金的強(qiáng)度、硬度、耐熱性和流動(dòng)性等，產(chǎn)生較大的強(qiáng)化作用。另外，通過(guò)添加其他的合金化元素(Cu，Ni，Mg，F(xiàn)e，Mn，Ti等)，可組成多元合金，這些元素能不同程度地在鋁基體中起到固溶強(qiáng)化的作用，并生成多種復(fù)雜的金屬間化合物。

目前，對(duì)于 Al-Si合金的磨損性能的研究，主要集中在亞共晶和共晶 Al-Si合金[8-9]，對(duì)于過(guò)共晶的Al-Si合金的磨損性能，特別是高Si含量Al-Si合金的研究較少，對(duì)磨損過(guò)程中涉及初晶Si相和共晶Si的大小、形狀、分布在高溫實(shí)驗(yàn)條件下的系統(tǒng)研究更少。

PERRY等[10-12]研究了不同Si含量的Al-Si合金在常溫條件下的磨損行為，探討了 Al-9.5%Si (A383)、A390、Al-18.5%Si和Al-25%Si(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) 4種合金Si含量與磨損行為的關(guān)系。通過(guò)對(duì)Al-9.5%Si合金進(jìn)行熱處理，研究了微觀組織與磨損行為之間的關(guān)系，發(fā)現(xiàn)在磨損過(guò)程中出現(xiàn)了從輕微磨損到嚴(yán)重磨損的轉(zhuǎn)變，并將輕微磨損細(xì)分為MW-1和MW-2兩個(gè)階段。CLEGG等[13]研究了LM30型Al-Si合金的微觀組織和耐磨性能，指出微觀組織的調(diào)整并不能對(duì)過(guò)共晶Al-Si合金的耐磨性能產(chǎn)生明顯影響。但SAHEB等[14]認(rèn)為微觀組織的調(diào)整和熱處理能強(qiáng)化鑄態(tài) Al-Si合金的耐磨性能，并認(rèn)為加入Ti元素后生成的Al3Ti相，能明顯地提高鑄態(tài)和熱處理態(tài) Al-Si合金的耐磨性能。目前 Al-Si合金磨損研究主要集中在常溫測(cè)試，而過(guò)共晶 Al-Si合金主要應(yīng)用于發(fā)動(dòng)機(jī)和活塞等高溫環(huán)境，因此，對(duì)過(guò)共晶 Al-Si合金的高溫耐磨性能研究更為重要。

本文作者以過(guò)共晶Al-20%Si合金為研究對(duì)象，采用 Cu-P中間合金變質(zhì)和 Zr元素合金化處理，調(diào)整Al-Si合金獲得不同的微觀組織，并對(duì)3種合金在不同環(huán)境溫度下進(jìn)行磨損實(shí)驗(yàn)，研究外部實(shí)驗(yàn)條件和微觀組織對(duì)過(guò)共晶 Al-20%Si合金磨損行為和磨損機(jī)理的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

主要原材料為Al-24%Si合金、純Al錠、Cu-P中間合金(P含量為8%)和Al-10%Zr中間合金。添加Cu-P中間合金的量為總質(zhì)量的5%，添加Zr的量為總質(zhì)量的 1.5%，將 3種合金分別標(biāo)記為 Al-20%Si、Al-20%Si-5%Cu-P和Al-20%Si-5%Cu-P-1.5%Zr。

采用 SG2-5-10A井式坩堝電阻爐進(jìn)行熔煉。熔煉前采用自制涂料(80%水玻璃-10%蒸餾水-10%ZnO(質(zhì)量分?jǐn)?shù))粉末，在 70～80 ℃配制)將坩堝內(nèi)部、扒渣勺等鐵質(zhì)工具表面均勻刷平，200 ℃烘干。熔煉工藝如下：將坩堝在550～600 ℃預(yù)熱成暗紅色；將Al-24%Si合金和純Al錠在烘箱中預(yù)熱至200 ℃，在坩堝中升溫至730 ℃熔化；當(dāng)鋁料成漿糊狀時(shí)，將熔體過(guò)熱至860 ℃，除去表面熔渣，保溫30 min，充分?jǐn)嚢枞垠w；降溫至720 ℃，加入0.5%～0.8%C2Cl6(質(zhì)量分?jǐn)?shù))二次除氣精煉，靜置 10 min，扒渣；升溫至880 ℃，用鐘罩加入預(yù)熱至200 ℃的Cu-P中間合金，保溫30 min，充分溶解，對(duì)熔體進(jìn)行變質(zhì)；降溫至800℃，加入Al-10%Zr中間合金，充分?jǐn)嚢?，靜置10 min；降溫至720 ℃，加入0.5%～0.8%C2Cl6除氣精煉，靜置10 min，扒渣；升溫至830 ℃，扒渣，澆入到250 ℃預(yù)熱的金屬型模具。

干滑動(dòng)磨損實(shí)驗(yàn)在銷-盤高溫磨損試驗(yàn)機(jī)(MG-2000型)上進(jìn)行。銷試樣取自鑄態(tài)的3種合金，機(jī)加工成直徑為6 mm、長(zhǎng)度為12 mm的圓柱體。磨盤材料取自GCr15鋼，840 ℃淬火，400 ℃回火，硬度為52～54HBC，加工成直徑為70 mm、厚度為10 mm的圓盤。施加載荷為12.5～250 N，滑動(dòng)速度為0.5 m/s，滑動(dòng)距離為600 m，環(huán)境溫度為25、100和200 ℃。在測(cè)試之前，所有的銷盤材料都要經(jīng)過(guò)800號(hào)的SiC砂紙打磨處理。且在磨損前后用酒精清洗，用精確到0.01 mg的電子天平稱量，計(jì)算其磨損量。然后，用磨損量除以合金的密度和滑動(dòng)距離來(lái)計(jì)算磨損率。

磨損表面形貌采用尼康體式顯微鏡進(jìn)行觀察；樣品金相組織和磨損剖面組織采用 OMLPUS正置金相顯微鏡觀察。

2 結(jié)果及分析

2.1 合金的微觀組織

圖1 經(jīng)過(guò)Cu-P變質(zhì)和Zr合金化處理后3種合金的微觀組織形貌Fig. 1 Microstructures of three alloys after Cu-P modification and Zr alloying: (a) Al-20%Si; (b) Al-20%Si-5%Cu-P; (c)Al-20%Si-5%Cu-P-1.5%Zr

圖1所示為Al-20%Si合金經(jīng)過(guò)Cu-P變質(zhì)和Zr合金化處理后不同的微觀組織。從圖1可以看出，鑄態(tài)過(guò)共晶Al-20%Si合金主要由α(Al)相、初晶Si相和共晶Si相組成。未變質(zhì)的Al-20%Si合金(圖1(a))的初晶Si相粗大，呈現(xiàn)板塊狀、五星瓣?duì)詈桶嗣骟w狀，形狀不規(guī)則且分布不均勻，尖角較多，內(nèi)部存在大量缺陷，尺寸為200～500 μm。共晶Si相呈現(xiàn)針狀，長(zhǎng)度為100～150 μm，在各初晶Si相周圍呈放射狀分布。經(jīng)過(guò)Cu-P變質(zhì)處理的合金(圖1(b))的初晶Si相和共晶Si明顯細(xì)化。初晶Si相仍呈不規(guī)則形狀，但其平均尺寸明顯減小，為150～200 μm，其邊緣明顯鈍化。共晶Si相仍呈針狀，在初晶Si相周圍放射狀分布，長(zhǎng)度為100 μm 左右。再添加 1.5%Zr合金化處理后合金(圖1(c))的組織明顯細(xì)化，不規(guī)則的初晶Si相消失，轉(zhuǎn)化為細(xì)小的多邊形塊狀顆粒，部分向球化過(guò)渡，粒徑為20～40 μm。共晶Si相呈纖維狀或短棒狀，長(zhǎng)度明顯變短(≤50 μm)。

Cu-P中間合金的變質(zhì)作用是因?yàn)殇X液與P反應(yīng)生成AlP化合物，AIP的熔點(diǎn)高于1 000 ℃，加入高溫合金熔體后通過(guò)攪拌能迅速擴(kuò)散，與初晶Si相的晶格類型相同，都屬于面心立方晶格，且晶格常數(shù)比較相近，最小原子間距也很接近，依據(jù)共格對(duì)應(yīng)原則，有利于初晶Si相的異質(zhì)形核，進(jìn)而細(xì)化變質(zhì)初晶Si相。Zr元素加入 Al-Si合金后，在非平衡凝固條件下以Al3Zr粒子形式存在，可以作為Al基體、初晶Si和共晶Si相的形核基底，細(xì)化組織。

2.2 合金的磨損曲線

圖2所示為在不同環(huán)境溫度(25，100，200 ℃)下3種合金的磨損曲線。從圖2可以看出，3種合金在不同環(huán)境溫度下隨著載荷的增加磨損率增大，且都出現(xiàn)了從輕微磨損到嚴(yán)重磨損的轉(zhuǎn)變，但發(fā)生轉(zhuǎn)變的臨界點(diǎn)不同，隨著變質(zhì)工藝和環(huán)境溫度的改變，呈規(guī)律性變化。每種合金的磨損轉(zhuǎn)變臨界點(diǎn)隨著環(huán)境溫度的升高都不同程度地提前。一般情況下，室溫時(shí)合金的磨損轉(zhuǎn)變載荷最高，100 ℃的次之，200 ℃的最低。3種合金在室溫時(shí)的磨損轉(zhuǎn)變載荷為 225 N左右。經(jīng)過(guò)Cu-P變質(zhì)和Zr合金化處理后合金在100和200 ℃時(shí)的磨損轉(zhuǎn)變載荷比未變質(zhì)的明顯增大。Al-20%Si合金在100 ℃的磨損轉(zhuǎn)變載荷為75 N，200 ℃時(shí)的磨損轉(zhuǎn)變載荷為37.5 N(圖2(a))。經(jīng)過(guò)Cu-P變質(zhì)處理后，在100 ℃的磨損轉(zhuǎn)變載荷增大至175 N，200 ℃時(shí)的為75 N(圖2(b))。再添加1.5%Zr后在100 ℃的磨損轉(zhuǎn)變載荷時(shí)為225 N，200 ℃時(shí)的磨損轉(zhuǎn)變載荷為125 N(圖2(c))。說(shuō)明經(jīng)過(guò)Cu-P變質(zhì)和再添加1.5%Zr合金化處理后合金的高溫耐磨性能得到明顯提高，特別是環(huán)境溫度為200 ℃時(shí)。這與圖1所述的Al-Si合金組織得到明顯細(xì)化是直接相關(guān)的。

另外，3種合金在較低載荷(≤40 N)及200 ℃環(huán)境溫度下的磨損率比在室溫和100 ℃時(shí)的低，這與隨著環(huán)境溫度的提高，合金磨損表面氧化磨損的發(fā)生和機(jī)械混合層(MML)的形成有關(guān)。

圖2 3種合金在不同環(huán)境溫度下的磨損曲線Fig. 2 Wear curves of three alloys at different ambient temperatures: (a) Al-20%Si; (b) Al-20%Si-5%Cu-P; (c)Al-20%Si-5%Cu-P-1.5%Zr

2.3 合金的磨損表面形貌

圖3所示為3種合金在不同磨損條件下的磨損表面形貌。由于3種合金在室溫時(shí)的磨損率曲線變化類似，所以其在室溫下的磨損機(jī)理也有相似之處，特別是在室溫、低載荷時(shí)。以Al-20%Si合金(圖3(a))在室溫及25 N時(shí)為例，磨損表面出現(xiàn)了輕微的剝層磨損和平行滑動(dòng)方向的犁溝。剝落坑僅是磨損表面MML的剝落，并未從基體內(nèi)部一塊剝落，也未見(jiàn)大面積形狀不規(guī)則的Si相剝落坑和Si相剝落產(chǎn)生的較大塊狀磨屑。這說(shuō)明，未經(jīng)變質(zhì)處理的Al-20%Si合金在室溫、低載時(shí)的耐磨性能較好。但是，隨著環(huán)境溫度的升高，載荷超過(guò)磨損轉(zhuǎn)變點(diǎn)時(shí)(圖 3(b))，未經(jīng)變質(zhì)處理的Al-20%Si合金出現(xiàn)了較大的剝落坑和粘著痕跡，切削作用引起的基體塑性變形流動(dòng)性較明顯，使合金大量剝落和轉(zhuǎn)移，造成了較大的磨損率。在200 ℃、50 N時(shí)的磨損表面反而變得平整，僅有少量沿著滑動(dòng)方向的犁溝存在(圖3(c))。這是由于在高溫、較低載荷時(shí)，合金表面氧化和磨屑在磨損表面形成致密的 MML層，阻礙了合金表面與摩擦副的直接接觸，降低了磨損率。經(jīng)過(guò)Cu-P處理變質(zhì)的合金在200 ℃、低載荷時(shí)的磨損表面(圖3(d))與圖3(c)類似，只是由于施加載荷小，磨損表面略有疏松，有少量較小的剝落坑出現(xiàn)。經(jīng)過(guò)Cu-P變質(zhì)和Zr合金化處理后的合金在高溫時(shí)的耐磨性能得到了明顯的改善。從磨損表面(圖3(e))可以發(fā)現(xiàn)，剝落坑及粘著、擠出基本消失，犁溝變得窄而淺，分布趨于均勻，磨損面相對(duì)平整，表現(xiàn)為單一的磨粒磨損機(jī)制。在200 ℃、100 N的條件下(圖3(f))，也僅出現(xiàn)了輕微剝落和少量犁溝，這與磨損曲線的變化是一致的，說(shuō)明初晶Si和共晶Si相的細(xì)化避免了在磨損過(guò)程大的剝落和材料轉(zhuǎn)移的發(fā)生。

3 討論

3.1 未經(jīng)變質(zhì)處理Si相對(duì)磨損行為及機(jī)理的影響

圖3 3種合金在不同磨損條件下的磨損表面形貌Fig. 3 Worn surface morphologies of three alloys under various wear conditions: (a) Al-20%Si, 20 ℃, 25 N; (b) Al-20%Si, 100 ℃,100 N; (c) Al-20%Si, 200 ℃, 50 N; (d) Al-20%Si-5%Cu-P, 200 ℃, 25 N; (e) Al-20%Si-5%Cu-P-1.5%Zr, 100 ℃, 200 N; (f)Al-20%Si-5%Cu-P, 200 ℃, 100 N

在過(guò)共晶 Al-20%Si合金中，Si相的硬度和強(qiáng)度明顯高于Al基體的硬度和強(qiáng)度，特別是初晶Si相在抵抗摩擦磨損過(guò)程中起到了決定性的作用。在未經(jīng)變質(zhì)細(xì)化的過(guò)共晶 Al-20%Si合金中，Si相的形態(tài)、大小、數(shù)量和分布對(duì)合金磨損規(guī)律和機(jī)理有顯著的影響。大塊初晶Si相和針狀共晶Si相能提高基體的強(qiáng)度(圖4(a))，Si相未破碎前，在施加載荷時(shí)防止塑性變形，這也是過(guò)共晶Al-20%Si合金耐磨性能較優(yōu)的原因。合金在抵抗對(duì)磨副磨損過(guò)程中，變質(zhì)處理前Si相粗大且不規(guī)則，尖角較多，且內(nèi)部存在大量形狀、大小、方向各異的裂紋和縮孔等缺陷。Si相在表面基體磨完之后，直接與對(duì)磨副接觸，由于Si相的高硬度和高強(qiáng)度，在較低的環(huán)境溫度和載荷時(shí)明顯減緩了整體材料的磨損，即環(huán)境溫度和施加載荷不超過(guò) Si相的破裂強(qiáng)度時(shí)，Si相能有效地保護(hù)基體，提高耐磨性能，這對(duì)于Al-20%Si合金的耐磨性能是有益的。但是，隨著環(huán)境溫度的升高和施加載荷的增大，初晶Si相沿尖角及裂紋邊緣部位將產(chǎn)生應(yīng)力集中，當(dāng)其中任何一點(diǎn)的應(yīng)力達(dá)到臨界值時(shí)，裂紋便開(kāi)始在粗大初晶Si相內(nèi)部及其與α(Al)基體的結(jié)合處萌生并沿結(jié)合面擴(kuò)散，從而降低了二者的結(jié)合強(qiáng)度，使磨損過(guò)程中磨損率迅速增加，主要表現(xiàn)如下：1) 初晶 Si相不能承受環(huán)境溫度、外加載荷和摩擦力的作用，而向偏軟的Al基體滑移或從基體上剝落，留下呈大面積分布、形狀不規(guī)則的剝落坑(圖3(b))，嚴(yán)重破壞合金的耐磨性能；2) 當(dāng)外力超過(guò)一定值時(shí)，磨損過(guò)程中裸露在磨損表面的Si相開(kāi)始破裂成塊體(圖 4(c)和(d))，并進(jìn)入磨損表面。但這些破裂的Si相塊體尺寸較大，不能從摩擦接觸面及時(shí)排出，進(jìn)一步切削較軟的α(Al)基體，加劇了磨損；3) 在環(huán)境溫度和載荷的作用下，磨損表面下的亞表層發(fā)生變形， Si相的尖角及內(nèi)部成為裂紋源，導(dǎo)致基體強(qiáng)度的明顯降低。在磨損過(guò)程中破碎的細(xì)小Si相和磨損表面的基體、磨屑以及氧化物在載荷的作用下，形成一層MML層(圖4(b))。形成的MML層在低載荷時(shí)能夠防止基體和摩擦副的直接接觸，特別是當(dāng)環(huán)境溫度較高時(shí)，更易形成MML層，降低磨損，所以在低載荷時(shí)，環(huán)境溫度為200 ℃合金的磨損率最低。但是形成的MML層發(fā)揮作用的前提是基體的強(qiáng)度必須能夠支撐 MML層，當(dāng)基體的強(qiáng)度降低時(shí)，形成的 MML層和部分基體便大塊剝落和塑性擠出，形成了嚴(yán)重磨損。所以，未經(jīng)細(xì)化處理的Si相在未破碎前能有效地提高合金的耐磨性能，但是不規(guī)則的形狀在環(huán)境溫度和載荷的作用下導(dǎo)致的應(yīng)力集中，致使Si相的破裂和基體強(qiáng)度的降低，從而導(dǎo)致材料的嚴(yán)重磨損。

圖4 未經(jīng)變質(zhì)和合金化處理過(guò)共晶Al-20%Si合金的磨損剖面形貌Fig. 4 Worn section morphologies of hypereutectic Al-20%Si alloy without modification and alloying treatment: (a) 20 ℃, 250 N;(b), (c) 20 ℃, 225 N; (d) 100 ℃, 100 N

3.2 Si相細(xì)化對(duì)磨損行為及機(jī)理的影響

Si相在過(guò)共晶 Al-20%Si合金的磨損過(guò)程中起到了重要的作用，但由于易發(fā)生應(yīng)力集中成為裂紋源，導(dǎo)致耐磨性能提高不明顯，在一定程度上還加速了磨損的進(jìn)程。但經(jīng)過(guò)Cu-P中間合金變質(zhì)處理后，其Si相的粒徑減小，邊緣變得圓滑，趨于球化，沒(méi)有明顯的尖角存在。這種特征的改變明顯地提高了合金的耐磨性能，特別是高溫耐磨性能。主要表現(xiàn)為在磨損過(guò)程中，裸露在磨損表面的Si相不易發(fā)生應(yīng)力集中，其破裂變得困難，能更好地抵制對(duì)磨副與材料的直接接觸。

圖5所示為經(jīng)變質(zhì)和合金化處理后Al-20%Si合金的磨損剖面形貌。從圖5(a)中能觀察到初晶Si相裸露在磨損表面，但裸露面與磨損表面平行，與對(duì)磨副的接觸面明顯增大，其抵抗本身破裂的能力提高。趨于球化的初晶Si相在基體中不會(huì)成為裂紋源，能很好地與基體實(shí)現(xiàn)界面結(jié)合，從而提高了基體的強(qiáng)度。由于在摩擦表面破碎的Si相數(shù)量減少，所以在磨損過(guò)程中形成的MML層的形態(tài)也發(fā)生變化，從圖5(b)中可以發(fā)現(xiàn)，形成的MML層變得更加致密，內(nèi)部很少出現(xiàn)破碎的Si相，提高了合金在磨損過(guò)程中的耐磨性能。隨著環(huán)境溫度的升高和載荷的增大，進(jìn)入嚴(yán)重磨損區(qū)域，發(fā)生從基體內(nèi)部的剝落和嚴(yán)重的塑性擠出，材料失效。合金雖然經(jīng)過(guò)Cu-P變質(zhì)處理后邊緣變得圓滑，但是粒徑仍然較大，因此，對(duì)于高溫磨損性能的提高仍然有限，并且Si相在磨損過(guò)程中聚集在MML層的下方(圖5(c))，減小了MML層與合金基體的結(jié)合力，特別是當(dāng)環(huán)境溫度在200 ℃時(shí)，不能充分發(fā)揮MML層的作用，且粒徑較大的Si相也易直接從磨損表面中剝落，致使經(jīng)過(guò) Cu-P變質(zhì)處理合金的高溫磨損性能不能得到較大提高。

經(jīng)過(guò)Cu-P中間合金變質(zhì)和Zr合金化處理后的過(guò)共晶Al-20%Si合金中的Si相細(xì)小、圓整，牢固地鑲嵌在基體中，表面尖角鈍化，內(nèi)部基本不存在裂紋缺陷。細(xì)化后的Si相對(duì)Al-20%Si合金的磨損行為產(chǎn)生了很大的影響。首先是細(xì)化后的Si相所能承受的裂紋擴(kuò)散臨界應(yīng)力比未經(jīng)變質(zhì)處理合金中有缺陷的 Si相的裂紋擴(kuò)散臨界應(yīng)力大得多，能更有效地提高基體的強(qiáng)度和韌性，特別是合金的高溫強(qiáng)度。在合金經(jīng)受高溫變形時(shí)，細(xì)小的Si相極少破裂，能夠沿著變形的方向一起移動(dòng)，提高了磨損接觸面和亞表層的強(qiáng)度和硬度。另外，Si相被細(xì)化，其數(shù)目增多，合金變形過(guò)程中的路徑增多，Si相起到了釘扎作用，提高了其強(qiáng)度。室溫時(shí)，雖然Si相被細(xì)化，提高了基體的強(qiáng)度，但是由于Si相細(xì)小，進(jìn)入磨損表面的MML層難以致密，在較高載荷時(shí)，使基體和其中的 Si相一起剝落(圖5(d))，造成材料的大量損失。所以，Si相被細(xì)化的合金在室溫時(shí)的耐磨性能提高不明顯。但是，隨著環(huán)境溫度的升高，其細(xì)化的Si相在提高基體強(qiáng)度、支撐表面MML層和作為表面硬質(zhì)點(diǎn)的優(yōu)勢(shì)得以顯現(xiàn)。Si相作為硬質(zhì)點(diǎn)能避免合金表面與摩擦副的直接接觸；表面形成的MML層，也能隔絕合金與摩擦副的直接接觸，同時(shí)其本身的高硬度能降低合金的磨損率(圖5(e)和(f))。但是，這兩者充分發(fā)揮作用的前提是基體具有足夠高的強(qiáng)度。當(dāng)環(huán)境溫度升高時(shí)，基體會(huì)發(fā)生軟化，在載荷的作用下發(fā)生變形。細(xì)小的硬質(zhì)Si相作為顆粒增強(qiáng)相，明顯地提高了合金的高溫強(qiáng)度。通過(guò)圖 5(e)和(f)也發(fā)現(xiàn)，細(xì)化的Si相與未經(jīng)變質(zhì)處理的Si相在磨損表面的形態(tài)明顯不同，彌散分布的Si相能有效地分擔(dān)載荷，使其受力均勻，不會(huì)發(fā)生Si相的破碎，造成材料的大量損失；另一方面，Si相細(xì)化成顆粒狀，在高溫及較大載荷時(shí)，細(xì)小的Si相剝落，在磨損時(shí)轉(zhuǎn)化為磨屑，不但減弱基體的切削作用，而且有潤(rùn)滑磨損面的作用，同時(shí)也易形成致密的MML層，因此，合金的高溫耐磨性能有較大提高。

3.3 Si相的二次破碎細(xì)化

圖5 經(jīng)變質(zhì)和合金化處理后Al-20%Si合金的磨損剖面形貌Fig. 5 Worn section morphologies of Al-20%Si alloy after modification and alloying treatment: (a) Al-20%Si-5%Cu-P, 20 ℃, 25 N;(b) Al-20%Si-5%Cu-P, 100 ℃, 225 N; (c) Al-20%Si-5%Cu-P, 200 ℃, 100 N; (d) Al-20%Si-5%Cu-P-1.5%Zr, 20 ℃, 225 N;(e) Al-20%Si-5%Cu-P-1.5%Zr, 200 ℃, 25 N; (f) Al-20%Si-5%Cu-P-1.5%Zr, 200 ℃, 100 N

圖6 不同條件下Al-20%Si-5%Cu-P-1.5%Zr在磨損過(guò)程中Si相的二次破碎細(xì)化Fig. 6 Secondary refinement of Si phase during wear process under different conditions: (a) 20 ℃, 25 N; (b) 200 ℃, 100 N

經(jīng)過(guò) Cu-P變質(zhì)和 Zr合金化處理后過(guò)共晶Al-20%Si合金中的Si相變成細(xì)小的近球形顆粒，在磨損過(guò)程中減少了應(yīng)力集中，在磨損表面不易破碎，提高了合金的耐磨性能。但是，通過(guò)對(duì)3種合金磨損剖面觀察發(fā)現(xiàn)，在磨損表面與亞表層之間還有一層厚度為50 μm的Si相相二次破碎區(qū)(圖6)。在二次破碎區(qū)，無(wú)論是初晶Si還是共晶Si相，其尺寸都明顯再次細(xì)化，并且進(jìn)一步被球化。這是因?yàn)樵诨瑒?dòng)摩擦條件下，從金屬的磨損表面到亞表層，存在一個(gè)碎化層和一個(gè)形變層，其厚度取決于磨損金屬的性質(zhì)和施加載荷的大小。其中，碎化層中金屬的塑性應(yīng)變很大，遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于形變層金屬的塑性應(yīng)變，基體在外力的驅(qū)動(dòng)下發(fā)生劇烈的塑性變形和流動(dòng)，而各種Si相對(duì)此形成阻力，最終導(dǎo)致Si相被基體組織破碎而細(xì)化。這種二次細(xì)化的Si相在Al-20%Si-5%Cu-P-1.5%Zr合金磨損過(guò)程中能進(jìn)一步分散磨損表面的接觸面積，增大與摩擦副硬質(zhì)點(diǎn)接觸的有效面積，從而有效地提高合金的耐磨性能。這與Al-20%Si合金在磨損過(guò)程中Si相的破裂不同，對(duì)于 Al-20%Si-5%Cu-P-1.5%Zr合金，其本身的Si相已經(jīng)被細(xì)化，其二次細(xì)化只能隨基體的變形發(fā)生，并且能同時(shí)分布在基體中，而不像Al-20%Si合金中的Si相直接破裂和從基體中剝落，造成材料的大量損失。

4 結(jié)論

1) 對(duì)過(guò)共晶Al-20%Si合金進(jìn)行變質(zhì)和合金化處理，經(jīng)過(guò)Cu-P中間合金變質(zhì)后的初晶Si相和共晶Si相得到明顯細(xì)化和鈍化，再添加1.5%Zr后的初晶Si相的粒徑更小，為20～40 μm，呈多邊形，部分趨于球形。共晶Si相呈纖維狀或短棒狀，粒徑≤50 μm，均勻分布在α(Al)基體中。

2) 3種鋁合金隨環(huán)境溫度的升高都出現(xiàn)了從輕微磨損到嚴(yán)重磨損的磨損轉(zhuǎn)變，且轉(zhuǎn)變載荷隨環(huán)境溫度的升高而減小。室溫下3種合金的磨損曲線差異不大，但隨著變質(zhì)和合金化處理的進(jìn)行，高溫下發(fā)生磨損轉(zhuǎn)變的臨界載荷明顯增大，細(xì)化后的初晶 Si相和共晶Si相明顯提高了合金的性能，特別是高溫耐磨性能。

3) 細(xì)化后 Si相避免了應(yīng)力集中和提高了基體強(qiáng)度，且在高溫磨損階段易在磨損表面形成MML層，阻礙合金與摩擦副的直接接觸，降低磨損。3種合金在磨損過(guò)程中磨面與亞表層產(chǎn)生了 Si相的二次細(xì)化現(xiàn)象，這是Si相在合金塑性變形中破碎造成的。

[1]王連登, 朱定一, 陳永祿, 魏?jiǎn)戳? 李秋菊, 黃利光, 宋 偉,吳海彬. 熔體溫度處理及變質(zhì)對(duì)Al-20%Si合金凝固組織的影響[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2011, 21(9): 2075-2083.WANG Lian-deng, ZHU Ding-yi, CHEN Yong-lu, WEI Zhe-liang, LI Qiu-ju, HUANG Li-guang, SONG Wei, WU Hai-bin. Effects of melt thermal treatment and modification on solidification microstructure of Al-20%Si alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011, 21(9): 2075-2083.

[2]管仁國(guó), 曹富榮, 趙占勇, 黃紅乾，張秋生，王 超. WSP 流變鑄造與球化處理對(duì) Al-18%Si-5%Fe 合金組織和性能的影響[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2011, 21(9): 2084-2090.GUAN Ren-guo, CAO Fu-rong, ZHAO Zhan-yong, HUANG Hong-qian, ZHANG Qiu-sheng, WANG Chao. Effects of wavelike sloping plate rheocasting and spheroidisation on microstructures and properties of Al-18%Si-5%Fe alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011, 21(12):2075-2083.

[3]趙高瞻, 許春香, 張金山, 楊永軍, 李文海. Al-Mn-Ti-P-Cu及Mg對(duì)過(guò)共晶Al-25Si合金組織及耐磨性能的影響[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2011, 21(12): 3002-3010.ZHAO Gao-zhan, XU Chun-xiang, ZHANG Jin-shan, YANG Yong-jun, LI Wen-hai. Effect of Al-Mn-Ti-P-Cu and Mg on microstructure and wear resistance of hypereutectic Al-25Si alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011,21(12): 3002-3010.

[4]ZHANG Heng-hua, DUAN Hai-li, SHI Guang-jie, XU Luo-ping.Microstructure and mechanical properties of hypereutectic Al-Si alloy modified with Cu-P[J]. Rare Metals, 2008, 27 (1):59-63.

[5]石為喜, 高 波, 涂贛峰, 李世偉. Nd變質(zhì)過(guò)共晶Al-17.5%Si合金的微觀組織和斷口形貌[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2011,21(4): 719-726.SHI Wei-xi, GAO Bo, TU Gan-feng, LI Shi-wei. Microstructure and fracture morphology of hypereutectic Al-17.5%Si alloy modified with Nd [J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2011, 21(4): 719-726.

[6]黃曉鋒, 馮 凱, 謝 銳. Mg及Mn元素對(duì)Al-Si 合金顯微組織和力學(xué)性能的影響[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2011, 22(8):2196-2204.HUANG Xiao-feng, FENG Kai, XIE Rui. Effects of Mg and Mn element on microstructure and mechanical properties of Al-Si alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011, 22(8):2196-2204.

[7]DONG Tian-shun, CUI Chun-xiang, LIU Shuang-jin, YANG Li-jun, SUN Ji-bing. Influence of rapid solidification of Cu-P intermediate alloy on wear resistance of Al-Si alloy [J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2008, 37(4): 686-689.

[8]CHANDRASHEKHARAIAH T M, KORI S A. Effect of grain refinement and modification on the dry sliding wear behaviour of eutectic Al-Si alloys[J]. Tribology International, 2009, 42(1):59-65.

[9]AN J, LIU Y B, LU Y. The influence of Pb on the friction and wear behavior of Al-Si-Pb alloys[J]. Materials Science and Engineering A, 2004, 373(1/2): 294-302.

[10]DEY S K, PERRY T A, ALPAS A T. Micromechanisms of low load wear in an Al-18.5% Si alloy[J]. Wear, 2009, 267(1/4):515-524.

[11]RIAHI A R, PERRY T A, ALPAS A T. Scuffing resistances of Al-Si alloys: Effects of etching condition, surface roughness and particle morphology[J]. Materials Science and Engineering A, 2003, 343(1/2): 76-81.

[12]ELMADAGI M, PERRY T A, ALPAS A T. A parametric study of the relationship between microstructure and wear resistance of Al-Si alloys[J]. Wear, 2007, 262(1/2): 79-92.

[13]CLEGG A J, DAS A A. Wear of a hypereutectic aluminium-silicon alloy[J]. Wear, 1977, 43(3): 367-373.

[14]SAHEB N, LAOUI T, DAU A R, HARUN M, RADIMAN S,YAHAYA R. Influence of Ti addition on wear properties of Al-Si eutectic alloys[J]. Wear, 2001, 249(8): 656-662.