共晶铝硅合金（精选7篇）
共晶铝硅合金 篇1
0前言
活塞作为发动机的心脏,是把发动机燃烧产生的热能转化为有效功的最关健零部件,直接影响发动机的可靠性、功率输出、排放、噪声和油耗等指标[1],因此发动机开发过程中优先考虑材质较轻、性能良好的铝合金活塞。随着发动机功率密度不断提高,要求铝合金活塞材料具有更优异的力学性能来满足发动机的要求。世界知名活塞企业通过各种手段来提高活塞材料性能,如马勒公司利用快冷技术细化活塞显微组织,FM公司利用喉口重熔技术细化活塞燃烧室喉口显微组织,渤海活塞使用陶瓷纤维强化活塞燃烧室喉口部位,鉴于成本、存在技术瓶颈等问题,以上技术目前推广难度较大。
根据Hall-Petch公式[2],晶粒细化可有效改善材料的强度、塑性和韧性,晶粒细化成为改善活塞材料性能的手段之一,目前应用最广泛的铝合金晶粒细化剂是Al-Ti-B,KS公司、渤海活塞已在活塞材料上推广使用。但是Al-Ti-B细化时存在一定缺陷[3,4,5],其中的二硼化物进入铝液易聚集成团,并且当铝合金中含有Zr、V、Mn等元素时,Al-Ti-B细化效果因“中毒”而减弱[6,7]。研究表明,Al-Ti-C对铝合金可产生同样的晶粒细化作用[8]而无Al-Ti-B细化时的缺点,随着对产品质量要求越来越高,渤海活塞开始尝试使用Al-Ti-C代替Al-Ti-B对活塞用共晶铝硅合金进行晶粒细化,期望得到更好的活塞性能。
本试验使用渤海活塞新开发的共晶铝硅合金BH135+,研究Al-Ti-C丝和Al-Ti-B丝不同添加量对活塞用共晶铝硅合金力学性能的影响,找出二者的区别,希望对于Al-Ti-C在活塞行业的推广能起到一定作用。
1 试验
试验所用BH135+合金化学成分见表1,AlTi-C和Al-Ti-B细化剂由山东滨州华创金属有限公司提供,规格是直径为Φ3的细丝,每根长度为80mm。
合金在工频炉中进行成分调整及变质处理后,转至250kg保温炉中进行精炼除气除渣,然后转至浇注现场,合金液温度升至工艺规定范围后开始浇注活塞并编号备用。使用同一盘模具、相同浇注工艺浇注活塞,使用相同热处理工艺对活塞进行热处理。所用活塞直径为114mm,每只活塞所用合金液约为2.5kg。Al-Ti-C丝和Al-Ti-B丝的加入量分别为1根、2根、3根、5根,1根的添加量约占合金液重量的0.05%,添加方法为放在模具浇杯处,活塞浇注时冲入模具中熔化对合金液细化处理。
统一在活塞销座上取试棒,然后加工成中间直段为Φ5的标准拉伸试样,在Instron 8801材料试验机上进行拉伸试验,拉伸速度为1mm/min,分别检测常温和300℃拉伸性能。
2 试验结果及分析
2.1 BH135+合金力学性能试验结果
Al-Ti-C和Al-Ti-B不同添加量BH135+合金常温和300℃下力学性能测试结果见表2。当合金中添加细化剂后,合金常温及300℃抗拉强度明显提高,且Al-Ti-C和Al-Ti-B对合金抗拉强度影响相当。其中,合金常温抗拉强度提高6.1%,300℃抗拉强度提高7.5%,常温延伸率提高17.7%,高温延伸率提高18.4%。
2.2 Al-Ti-C和Al-Ti-B不同添加量对BH135+合金力学性能的影响
图1为Al-Ti-C和Al-Ti-B不同添加量BH135+合金常温和300℃抗拉强度、延伸率的变化趋势。从图中可以看出,当合金中添加1根细化剂后,合金常温及300℃抗拉强度、延伸率均明显提高,说明在铸件浇注时添加细化剂,少量的细化剂也可对合金产生细化效果。当细化剂添加量达到两根后,合金抗拉强度、延伸率均达到峰值,常温及300℃抗拉强度分别达到了258.82MPa和137.22MPa,常温及300℃延伸率分别达到了0.73%和1.74%。继续增加添加量合金抗拉强度、延伸率无显著变化,因此,在铸件浇注时添加细化剂,最佳的添加量为2根,占合金液重量的0.076%。
从图中还可以看出,Al-Ti-C和Al-Ti-B对合金抗拉强度、延伸率变化趋势的影响相当,因此对于活塞用共晶铝硅Al-Ti-C的晶粒细化能力相比Al-Ti-B无明显优势。由于Al-Ti-C开发时间较短,目前在工业上还没有大批量应用,用其代替Al-Ti-B还需在产品上进行大量的试验验证,确保对产品质量无其他影响,才能在活塞行业大批量推广。
3 结论
(1)在活塞浇注时向共晶铝硅合金液中添加Al-Ti-C和Al-Ti-B细化剂,即使少量的添加量,也能显著提高合金的常温及300℃抗拉强度、延伸率。当添加量达到合金液重量的0.1%时,合金抗拉强度、延伸率均达到峰值,继续增加添加量合金抗拉强度、延伸率无显著变化。
(2)Al-Ti-C和Al-Ti-B不同添加量对活塞用共晶铝硅合金抗拉强度、延伸率变化趋势的影响相当,Al-Ti-C代替Al-Ti-B在活塞行业推广应用,还需在产品上大批量试验验证。
参考文献
[1]郭领军,李贺军等.内燃机活塞材料的研究及应用述评[J].铸造,2003年09期.
[2]Xu Chunxiang,Lu Binfeng,Lu Zhengling,et al.Effect of Y addition on microstructure and constituent phases of Al-Ti-C master alloy[J].J Rare Earths,2007,25(S0;206.
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[4]尹奎波,边秀房,姚秀军,韩娜.Al Ti C中间合金对Al Mg10合金的晶粒细化行为[J].特种铸造及有色合金,2005年01期.
[5]张作贵,刘相法,王振卿,边秀房.两种Al-Ti-C中间合金的组织和细化效果比较[J].特种铸造及有色合金,2000年06期.
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[7]谭群燕.铝钛碳晶粒细化剂的制备及工业应用[J].热加工工艺,2007,36(13):38.
[8]欧铃,王生朝.Al-Ti-C晶粒细化剂的研究现状及发展趋势[J].轻金属,2008(6):56.
电热铝硅合金的冶炼原理 篇2
1.1 从以下四个反应中可以看出Al2O3的稳定性:
(1) 2Al (s) +3/4O2=Al2O3 (s) (25℃~660℃, 铝熔点以下)
当△GT0=0时, T=5075℃, 在此温度以下△GT0<0, 反应能自发进行。
(2) 2Al (l) +3/4O2=Al2O3 (s) (660℃~2050℃, 铝熔点至氧化铝熔点之间)
当△GT0=0时, T=4930℃, 在此温度以下△GT0<0, 反应能自发进行。
(3) 2Al (l) +3/4O2=Al2O3 (l) (2050℃~2500℃, 氧化铝熔点至铝沸点之间)
当△GT0=0时, T=5450℃, 在此温度以下△GT0<0, 反应能自发进行。
(4) 2Al (g) +3/4O2=Al2O3 (l) (2500℃~3500℃, 铝沸点以上)
当△GT0=0时, T=4220℃, 在此温度以下△GT0<0, 反应能自发进行。
从以上四个反应可以看出, Al2O3是非常稳定的化合物, 在加热到4000~5000℃的高温时才有可能分解, 而且无论是液态铝还是固态铝、气态铝在空气中都能自发地进行氧化反应, 但由于形成氧化膜的缘故, 致使反应虽然动力很大但却难于进行。
1.2 氧化铝与炭反应的中间过程
(1) Al2O3 (s) +3C (s) =2Al (l) +3CO↑ (660℃~2050℃, 铝熔点至氧化铝熔点之间)
当△GT0=0时, T=2030℃, 在此温度以下△GT0>0, 反应不能进行。
(2) 2Al2O3 (s) +9C (s) =Al4C3+6CO↑
当△GT0=0时, T=1990℃, 在此温度以下△GT0>0, 反应不能进行。
(3) 2Al (l) +3C (s) =Al4C3
△GT0=△H-T△S=-265000+95.06T (放热反应)
当△GT0=0时, T=2514℃, 在此温度以下△GT0<0, 反应能自发进行。
(4) 6Al+3CO=Al2O3+Al4C3
这是一可逆反应, 生成的铝在CO环境中不可避免要存在的反应, 但由于反应物与生成物的互溶, 反应过程会进行得很难很慢。从以上诸多反应可以看出, 用炭质还原剂直接还原氧化铝制取金属铝的生产不能获得成功, 主要有以下原因:
a:反应开始温度太高;b:无法避免Al4C3的生成;c:Al、Al2O3、Al4C3的互溶性太大, 无法获得纯净的金属铝。综合以上所述, 炭还原氧化铝主要存在以下困难:
a:反应初始温度高达2030℃, 必须使炉料迅速加热到这一温度, 以抑制Al4C3的生成, 这对配电是一个非常严肃的考验。这就是为什么我们必须采用大型矿热炉, 且要在最短时间内提升负荷的原因;b:必须尽可能地降低Al的活度或存在的浓度, 以避免Al的挥发或以其它方式与炭质还原剂的接触造成损失。这就必须使生成的铝尽快排出炉外或用其它元素来降低Al的活度;c:上述两种手段虽然能抑制Al4C3的生成, 却无法避免或破坏Al4C3的生成。既然Al2O3和Al都不能破坏Al4C3, 我们就必须采用别的氧化物或单质来破坏Al4C3;d:操作上还要避免中间气态氧化物AlO、Al2O挥发损失, 以获得较高的金属回收率;e:Al液与Al2O3、Al4C3的互溶。消除互溶也需减少渣的生成量或采用不会溶渣的金属液体 (如硅不会与渣互溶) 来降低它们的互溶度。
2 二氧化硅的炭还原
2.1 SiO2的稳定性
(1) 2Si (s) +1/2O2=SiO (g) (25℃~1410℃, 硅熔点以下)
正常温度下恒为负值, △GT0<0, 反应能自发进行, 如C+1/2O2=CO,
△GT0=△H-T△S=-112877-86.52T, 正常温度下也为负值, 会自发进行反应。
(2) Si (s) +O2=SiO2 (s) (25℃~1410℃, 硅熔点以下)
当△GT0=0时, T=4888℃, 在此温度以下△GT0<0, 反应能自发进行。
(3) Si (l) +O2=SiO2 (l) (1720℃~3200℃, 二氧化硅熔点以上)
当△GT0=0时, T=4685℃, 在此温度以下△GT0<0, 反应能自发进行
2.2 二氧化硅与炭的还原
(1) SiO2 (s) +2C (s) =Si (s) +2CO↑ (500℃~1410℃, 硅熔点以下)
(2) SiO2 (s) +2C (s) =Si (l) +2CO↑ (1410℃~1720, 硅熔点至二氧化硅熔点之间)
(3) SiO2 (l) +2C (s) =Si (l) +2CO↑ (1720℃~2000℃, 二氧化硅熔点以上温度)
3 氧化铝和氧化硅的共同炭还原
如前所述, 二氧化硅的还原不存在困难, 氧化铝的还原则存在很大的困难, 让它们共同还原来解决氧化铝的还原困难是一个可行办法。在矿热炉除了它们各自的反应外, 还存在着如下的交错反应是铝硅合金能够制取的关键:
(1) Al4C3+3Si=4Al+3SiC
在电炉炉温度内△GT0<0, 反应会自发进行。
(2) Al2O3+3SiC=2Al+3Si+3CO↑
当△GT0=0时, T=2195℃, 电炉内Pco<101325, 且生成的Al、Si形成合金 (但它们之间没有化合物) 降低了单质元素的活度, 会使反应温度有所降低。
(3) Al2O3+3Si=2Al+3SiO↑
从冶金动力学上考虑, 固相与气相之间的反应接触面最大, 是最理想的反应物的参与形态, 其次是固相与液相, 反应开始时前尽量避免出现液相熔融造渣。从2Al4C3+3SiO2=8Al+3Si+6CO这一反应中, 我们认为铝硅合金中铝含量不应超过72%, 即Si/Al>0.39 (Al/Si<2.57, ) , 否则就无法避免炭化物的生成。最理想的合金含铝量是在59~64%, 这一含量能保证Al、Si具有最低的活度, 炭化物生成的可能性最小, 氧化铝具有最低的初始反应温度。
摘要：热力学分析是研究任一冶金过程的第一步, 它能确定给定的条件下过程的方向、相的平衡成分以及外界因素对平衡态的影响, 从而确定反应产物的最大产率。冶金过程动力学研究反应随时间变化的规律和反应的机理。各种因素对反应速率的影响, 得出控制反应速率的方法。
关键词：电热铝硅合金,冶炼原理
参考文献
[1]白德奎, 朱霞萍, 王艳艳, 曾美兰.氧化锰、氧化铁、氧化铝对砷 (Ⅲ) 的吸附行为研究[J].岩矿测试, 2010, (01) :55-60
共晶铝硅合金 篇3
1 金相试样的取样
从被检验材料或零部件上切取一定尺寸试样的过程称为取样。选择合适的、有代表性的试样是进行金相显微分析极其重要的一步, 包括选择取样部位、检验面及确定截取方法、试样尺寸等。
1.1 试样的取样原则
取样部位应具有代表性, 所取的试样能真实反映材料的组织特征, 取样部位要根据金相分析的目的来取。试样截取的部位确定后, 还需进一步明确选取哪一个截面作为金相试样的磨面, 磨面一般分为横截面与纵截面, 这两个截面研究的目的是不同的。
横截面主要研究:试样从中心到边缘组织分布的渐变情况, 表面渗层、硬化层、镀层等表面处理的深度及组织, 表面缺陷以及非金属夹杂物在横截面上的分布情况, 即类型、形态、大小、数量和分布及等级等。
纵截面主要研究:非金属夹杂物在纵截面上的分布情况、大小、数量及形状, 金属的变形程度, 如有无带状组织存在等。
有时为了研究某种组织的立体形貌, 在一个试样上选取两个互相垂直的磨面。对于裂纹、夹杂物的深度测量, 往往也需要在另外一个垂直磨面上进行。
试样截取时的注意事项:
1) 保证材料不发生任何组织变化。
3) 截取试样时应注意保护试样的特殊表面, 如热处理表面强化层、化学热处理渗层、热喷涂层及镀层、氧化脱碳层、裂纹区以及废品或失效零件上的损坏特征, 不应因截取而造成损伤。
以上所述是取样的一般原则, 对于一些常规检验的取样部位, 有关的技术标准中都有明确的规定, 必须严格执行。
1.2 试样的截取方法
试样的截取方法很多, 常用的有:
1) 电切割:电火花切割、线切割。
2) 气切割 (氧-乙炔火焰) 。
3) 机械切割:切割机、锯 (手锯、锯床) 、机床 (车床、剪床、刨床) 、敲击。具有一定硬度的材料如普通碳钢、普通合金钢、淬火处理后的材料用砂轮切割机或电火花切割。常用的切割方法是薄片水冷砂轮切割机, 砂轮厚度在1.2-2.0mm, 规格为Ф250×1.5mm。砂轮片是由颗粒状碳化硅 (或氧化铝) 与树脂、橡胶粘合而成[1]。
2 试样的磨制
2.1 试样粗磨出现的问题
在砂轮机上磨制易出现试样烫手的情况, 和表面变黑氧化现象。
产生原因:由于砂轮机的转速极快, 在砂轮机上磨削容易产生大量的热, 并且接触压力越大, 产生的热量也越大, 变形也越大, 从而使试样表面过热, 组织氧化且发生变形。
解决技巧:操作时手持试样前后用力要均匀, 接触压力不可过大, 待表面基本平整将试样由砂轮外圆移到砂轮侧面磨平, 力度逐渐减小, 以防过量发热及机械变形。磨制时要不断冷却试样, 以保证试样的组织不因受热而发生变化。凡不作表面层金相检验的试样必须倒角。软材料 (如铝硅合金) 操作要用锉刀锉平, 不能在砂轮机上平整, 以免产生较大的粗磨痕与大的变形层。平整完毕后, 必须将手和试样清洗干净, 以防止粗大沙粒带入下一道工序, 造成较深的磨痕[1]。
2.2 试样细磨出现的问题
1) 球墨铸铁和铝硅合金在磨制过程磨面中有明显的磨痕不一致现象且出现多个面。
产生原因:在磨面上施加的压力应力不均衡或者磨制的姿势不规范。
解决技巧:单程向前推进, 返程试样提离砂纸。随砂纸号换细, 力度也逐渐减轻, 与上道磨痕成90。推磨至其完全被覆盖。如出现多个面, 可针对凸起的面加深力度推磨, 随时观察, 较易恢复成一个平面。
2) 磨制过程中出现极少量不同方向的划痕。
产生原因:可能是上道砂纸上的大颗粒掉落到砂纸上, 操作者的手上或磨面上粘有大颗粒带入到砂纸上, 也有可能玻璃板不干净, 上面有沙粒。所以在磨削过程中出现不同方向的划痕。
解决技巧:砂纸的叠放顺序为由细到粗, 每次进入下道磨制时, 都需将砂纸倾放掸去表面杂质, 清洗或用纸巾轻抚手和试样。水磨会极大减少以上情况的产生。
3) 铝硅合金在磨制过程中易出现大颗粒硅, 导致大而深的划痕出现。
产生原因:铝硅合金质软, 容易在磨削过程中因为产热而表面被氧化变黑。铝硅合金中的大颗粒硅在磨削过程中易脱离磨面, 致使大而深的划痕出现, 极大影响了效率。
解决技巧:磨制铝硅合金的力度要控制合适, 边推磨边清理砂纸。编者在多次实验发现大颗粒出现是在W1000这道砂纸上, 所以可以在不影响磨制效果的情况下, 可以尽量避免使用该道砂纸。一旦出现大划痕可在清理砂纸的情况下, 在本道砂纸上垂直该划痕推磨直至消除。
4) 过旧的砂纸不宜继续使用。
原因:因旧砂纸上的磨粒已变钝, 磨削的效果较差[3], 并且旧砂纸不利于保护试样中的石墨, 会使石墨部分脱落, 脱落形成的空洞会由于周围金属的变形而变小或由于侵蚀而扩大, 同时空洞容易被污物填充, 影响石墨评定的正确性[2]。因此应及时更换新的砂纸。
3 试样的抛光
试样抛光过程中出现的问题
1) 抛光过程中操作者身上易被溅上抛光液而需穿操作服。
产生原因:抛光机的抛光罩因离心力转飞, 引起抛光液四溅;因压力过大或抛光布不平整, 抛光液从抛光中的试样的前端或后端飞溅。解决技巧:在固定抛光布时, 一定注意将抛光布拉平、箍紧。抛光罩要安装好再打开开关。抛光过程中力度要适中, 随时观察, 试样由抛光盘的边缘移向中心, 压力逐渐减轻。
2) 抛光过程中的飞样问题。
产生原因:抛光转盘顺时针转动, 造成飞样;抛光过程中, 试样不平衡抛光, 造成飞样。
解决技巧:开启抛光机的开关, 保证抛光转盘逆时针转动。抛光时手要握紧试样, 用力要均匀, 使试样整个磨面同时进行抛光。
3) 抛光时抛光效率低, 磨面失去金属光泽;铝硅合金还出现抛伤表面, 出现麻点和黑斑的问题。
产生原因:抛光时抛光液的浓度过高不会提高抛光速度, 浓度太低则会明显降低效率。湿度不足容易使磨面产生过热或粘结抛光剂并降低润滑性, 磨面失去光泽, 软合金易抛伤表面, 出现麻点、黑斑[1]。湿度太大会减弱抛光的磨削作用。
解决技巧:检验抛光织物上的湿度是否合适的办法是:观察试样抛光面上的水膜蒸发时间, 当试样离开抛光盘后, 抛光面上附着的水膜应在2-5s内蒸发完毕。
4) 抛光过程中一些较软的试样如铝硅合金、铅、锡、锌等, 易产生表面变形层的问题。
产生原因:抛光压力太大, 抛光时间太久, 或者反复抛光。
解决技巧:可用抛光—浸蚀交替操作或抛光—化学抛光方法进行消除[1]。抛光层一旦出现需要在较细的砂纸上进行重新磨制, 以消除变形层。
5) 抛光试样表面一直荡有水膜和同一个方向的水痕。
产生原因:有水膜是因为抛光液加的量过多。沿一个方向抛光, 出现同向的细小划痕, 所以出现同一个方向的水痕。
解决技巧:在抛光要结束时, 可以采用用清水转抛的方法, 因为抛光膏都具有一定的颗粒度, 仍存在细小的划痕, 转抛可以, 使各个方向抛光均匀, 以防出现一个方向的水痕。
6) 球墨铸铁抛光时会出现大多数石墨沿同一个方向“拖尾巴”问题, 即石墨曳尾问题。
产生原因:抛光过程中试样的自传不够造成, 抛光织物丝绒的绒毛过长也会产生曳尾问题[2]。
解决技巧:抛光时, 试样不但要沿抛光盘的半径方向来回移动, 还要不断自转, 即试样和握持的手指间要有相对运动。
4 试样的侵蚀
试样侵蚀中出现的问题
1) 试样侵蚀后, 表面不是光洁的镜面状, 而是不干净的。
产生原因:因为试样侵蚀不均匀。
解决技巧:最好选用浸入腐蚀法, 可以保证试样整个面同时被腐蚀, 而且确保被侵蚀面水平夹持冲洗干净, 不会出现腐蚀不均匀现象。滴蚀法和用棉花蘸蚀法都需确保整个抛光面同时接触腐蚀液。
2) 试样侵蚀后, 在金相显微镜下几乎看不到晶界, 或试样表面出现花斑。
产生原因:侵蚀时间没有把握好, 试样侵蚀不够, 则在金相显微镜下的晶界很少;试样侵蚀过度, 表面被氧化, 出现花斑。
解决技巧:侵蚀时试样变成浅灰色, 需马上用清水冲洗。如果发现侵蚀不够需再次侵蚀, 侵蚀过度则需重新抛光。球墨铸铁侵蚀时间一般为4-5秒, 铝硅合金侵蚀时间一般为5-6秒。
特别需要注意的是已经制备好的试样应保存好, 主要是防止生锈和机械损伤。一般将试样放在装有干燥硅胶的干燥缸内, 并在缸盖上涂上凡士林密封, 在缸内应铺上绒布[1]。
5 结语
金相试样的制备是显微组织检验过程中一个极其重要的环节, 要快速制备高质量的球墨铸铁或铝硅合金金相试样, 关键要掌握好磨制、抛光和侵蚀这几个环节的操作, 同时了解不同试样的各自特性, 在实践操作中不断去摸索并总结经验, 熟能生巧, 从而制备出高质量的金相试样。
摘要：本文以球墨铸铁和铝硅合金为金相制样的典范, 介绍在金相试样制备过程中的取样、磨制、抛光和侵蚀过程中常出现的问题、产生原因和解决技巧, 总结了试样制备的一些小技巧, 本文作者在第四届“蔡司·金相学会杯”全国高校大学生金相大赛中获一等奖, 在日常训练和参赛经历中, 对金相试样制备有一些的领悟和见解, 实践证明, 掌握了一定的制备技巧, 可快速制备高质量的金相试样。
关键词：球墨铸铁,铝硅合金,金相试样
参考文献
[1]葛利玲.材料科学与工程基础实验教程[M].北京:机械工业出版社, 2008.
[2]燕样样.浅谈铸铁金相试样制备方法[J].金属热处理, 2007, 32 (3) :104-105.
共晶铝硅合金 篇4
活塞是内燃机的“心脏”,其质量优劣必将直接影响到内燃机的可靠性、经济性及寿命,而材料是决定活塞性能的关键因素,为了提高我国内燃机的技术水平,使内燃机向高强度化方向发展,就要不断提高活塞材料性能水平。由于活塞是在高温高压的环境下承受着反复交变载荷,其工作条件最为严酷。所以要求活塞材料具有良好的耐磨性,疲劳性能好以及使用寿命长且密度较小等特点。因而高性能活塞材料及其工艺性能的研究开发与应用就变得十分重要而紧迫。
1、铝硅合金的概况
铝合金活塞的突出优点是比重小,可大大减少活塞的质量及往复运动的惯性力。在同样强度的情况下,它比钢铁材料轻很多。铝合金活塞的另外一个优点是导热系数大,从而可促使冷却过程有效进行,工作时,活塞表面的温度比铸铁的低,而且活塞顶部的积碳也较少。现在,世界上广泛采用铝硅系合金作为活塞材料,硅具有高耐磨的硬质点,通过适当的工艺,使硬质点细小,均匀地分布在铝的基体上,可以明显提高铝合金的强度和耐磨性。铝硅活塞合金根据其中Si含量的不同可分为三类:亚共晶、共晶和过共晶铝硅合金。
1.1 亚共晶型铝硅合金
Si含量质量分数小于11.0%的亚共晶铝硅合金,铸造性能好,适应生产工艺的要求。国外对中、小型轿车发动机活塞,过去一般采用亚共晶铝硅合金,如美国的SAE332,日本的AC8B、AC8C,英国的LM26等。还有相当一部分在轻型车及摩托车上采用这种合金,如日本丰田TR22、491Q及X125、HG244等[1]。但是亚共晶铝硅合金热膨胀系数稍大,耐磨性也相对较差,随着对活塞性能要求的不断提高,亚共晶型铝硅合金越来越不能满足发动机的发展要求,应用受到了一定的限制。
1.2 共晶型铝硅合金
共晶型铝硅合金中Si含量质量分数为11.0%～13%,因其膨胀系数很低,具有良好的力学性能、铸造性能和切削性能,是中小型内燃机活塞的首选材料;共晶铝硅合金在应用中存在的问题是尺寸稳定性差、抗咬合负载低,在较高温下使用,产生体积的不可逆膨胀而出现“咬缸”现象使发动机无法正常工作,同时其高温强度和耐磨性较差。但随着共晶型铝硅合金的制备工艺的不断发展,共晶型铝硅合金在实际生产中也得到了广泛应用。国内常用的该类合金以ZL108和ZL109为典型代表。
1.3 过共晶型铝硅合金
过共晶铝硅合金具有流动性好、耐磨与线膨胀系数低等优点,是制造活塞的理想材料。其含硅量大于13%,组织为初晶硅与(α+β)共晶体。这种合金随含硅量增加,耐磨性、尺寸稳定性、抗咬合性均有大幅度提高,但由于大量大块初晶硅的析出,合金的抗拉强度、延伸率急剧下降,铸造性能及切削加工性能随含硅量提高到18%后也开始变差。所以,过共晶铝硅合金作为活塞材料,其良好的使用性能与较差的力学、工艺性能之间的矛盾突出。这些不利因素限制了过共晶铝硅合金在更加广泛的范围内应用。但是随着冶金技术的提高,过共晶铝硅合金已在德国、法国和日本等国得到了广泛应用。国外常见的过共晶铝硅合金有393、AC9A、KS282等[2]、这些合金在国外已广泛应用于活塞生产。国产的主要有ZL117、76-1等[3],国内已有部分企业将过共晶Al-Si合金应用于摩托车和汽车发动机活塞。过共晶Al-Si合金作为一种有潜力的耐磨材料在我国的应用正日益广泛。
2、提高活塞用铝硅合金综合性能的途径
如何能使铝硅合金保持固有优点的同时,机械性能有大幅度的提高,一直是材料研究者十分关注的研究课题。近几十年来,国内外的研究者尝试了各种各样的方法,研究并采用了不少行之有效的细化,均匀化措施。
2.1 变质处理
铝硅合金通常要变质处理来改善硅相的形态,通过细化铝硅合金中的粗晶硅,将粗晶硅转变为细纤维状,消除了在这些微粒周围形成的应力点,使硅分散于铝中,从而改善了铸件的机械性能。自从1920年发现了Na对Al-Si合金的变质作用以来,变质技术得到了广泛而深入的研究,发现了许多新的变质元素和变质方法。对共晶组织有变质作用的元素有Na、Ca、Ba、K、Sr、Sb、Te、Ti、Li以及稀土元素等。目前用于生产实际的变质元素有Na、Sb和Sr,对过共晶组织有变质作用的元素有P、As和S[4,5]。
铝硅合金经变质处理后的显微组织得到了明显的细化,晶粒更细小,组织更致密,成份更均匀。并且经实验证明变质处理后的铝硅合金的机械性能得到了提高。
同种铝硅合金使用不同的变质剂,合金铸态组织中的晶粒形态有较大差异,如图1所示为共晶铝硅合金在不同变质剂处理下的铸态组织[6],可以看出采用不同的变质剂处理,合金均获得了良好的变质组织,但是不同的变质方法,共晶硅粒状化效果不同,Sb变质的合金中共晶硅晶粒大小和RE变质的相当,但均匀性不如RE变质的好,同时共晶硅颗粒也没有RE变质的圆整,组织中仍有少量未充分粒化的短棒状共晶硅。
近年来变质效果较好的双重多元复合变质的探索和研究工作,也取得了一些进展。但是,加入额外的变质剂会有很多不可控的因素,如变质剂的时效性等,而且还可能导致有害的副作用,使产品的综合性能下降,况且有些合金也难以通过加入变质剂来实现晶粒细化。
2.2 物理细化
物理细化主要是采取振动的方式,包括机械振动、声波和超声波振动以及电磁搅拌等,使合金在结晶初期形成的枝晶破碎,使晶粒数目增加,达到细化的目的。机械搅拌具有设备简单、投资少等优点,但是机械搅拌的工艺参数难以控制,搅拌不均匀,搅拌设备易磨损和腐蚀,不适于高熔点合金和易氧化合金,因此该方法很难在工业上推广应用。在金属和合金凝固过程中施加的声波和超声波振动,消除了不理想的柱状区,细化了晶粒,增加了等轴细晶结构。但是这种技术也存在一些不利因素,当振动棒浸入到熔融铝合金中会很快熔解,寿命短,超声波作用范围小,这些缺点使得这种方法在实际生产中应用不多。
在对材料处理过程中施加电场和(或)磁场是近几十年来兴起的工艺,电磁搅拌能够连续搅拌,可使熔体的化学成分均匀,大幅度提高了合金的质量;可大幅度缩短熔炼时间,减少能源消耗;与以往的机械搅拌相比,利用电磁力对金属熔体进行搅拌具有不接触、对熔体无污染等优点,并且大幅减轻了工人的劳动强度,是机械搅拌无法比拟的。该工艺方法对细化晶粒、改善组织有显著的作用,并且设备简单、容易操纵、经济效益好,目前,这种晶粒细化工艺已经在工业上产中得到了广泛的应用。
2.3 热处理工艺
铸件在不同的工作条件下对性能的要求不同,因此对于同一种铝硅合金的铸件常常采用不同的热处理工艺以满足使用性能的要求,即使活塞的成分、成形技术及性能要求相同,如果活塞大小和结构不同,其热处理规范也不尽相同。
图2a、b所示分别是过共晶铝硅合金铸态和热处理(T6)后的金相组织。从图上可见,经过热处理(T6)后,该合金铸态组织的大部分枝晶已被消除,初晶硅大小、分布更加均匀,共晶硅变成更为弥散均匀的点状组织。
汽车发动机活塞的热处理宜采用T6(淬火+时效)或T7(淬火+过时效)处理,对于特种活塞可采用低温淬火+人工时效。若单纯采用时效处理,则必须在铸件出模后利用其余热采取相应的强冷措施,但此时应保证冷却条件,即工艺条件的稳定性。这既在保证体积稳定性好的前提下,能有一个合理的常温强度和硬度,便于切削加工,又能使活塞工作时各部位的强度有相应的提高[1]。
2.4 改进铸造方法
目前美国、欧洲和日本等发达国家的铝硅活塞产品多采用半固态成形技术和挤压铸造,我国的活塞铸造工艺主要有手工金属型重力铸造、机械化和自动化的浇注机金属型重力铸造、压铸、挤压铸造等几种。多数采用金属型手工铸造方法,少数厂家采用双模或多模浇注机生产,也有少量采用压铸、挤压铸造等新方法来生产[8,9,9,10]。铸造中应用电磁技术也在国内外得到了广泛的应用。制造工艺简单且成本低,操作方便,有着其它细化方法不可替代的优点,可以明显提高铸件的力学性能,经济效益和社会效益都十分显著。
挤压铸造活塞与传统金属模重力铸造活塞相比,无论是宏观组织还是微观金相组织,活塞组织缺陷减少了,组织致密性大大改观。同时机械性能也有较大幅度提高。如图4为挤压铸造和金属模铸造同种活塞显微组织照片,可以看出挤压铸造的显微组织明显地比金属模铸造的致密[11]。
挤压铸造活塞与传统金属模重力铸造活塞相比,无论是宏观组织还是微观金相组织,活塞组织缺陷减少了,组织致密性大大改观。同时机械性能也有较大幅度提高。如图3为挤压铸造和金属模铸造同种活塞显微组织照片,可以看出挤压铸造的显微组织明显地比金属模铸造的致密[11]。
半固态成形是利用金属从液态向固态转变或从固态向液态转变即液固共存过程种所具有的特性进行成形的方法。与传统液态或固态成形工艺相比,半固态成形件表面平整光滑,铸件内部组织致密,析出物均匀分散,没有普通铸造组织中存在的粗大的枝晶,偏析等缺陷少,力学性能高;相对于铸造等液态加工技术而言,加工温度较低,对模具的热冲击较小,有利于提高铸型寿命;与锻造和挤压等固态加工技术相比,变形抗力较小,而且能耗低,效率高,易于自动控制;适于采用计算机辅助设计和制造,提高了生产的自动化程度[12,13]。
在铸造中应用电磁技术,内容是丰富多采的,有电磁铸造(EMC)、电磁细晶铸造工艺(CREM)、低频电磁铸造技术(LEFC)、移动磁场铸造、电磁离心铸造等。同常规铸造相比,电磁铸造铸件的表面光滑,没有铸模生产所固有的缺陷,不需要进行去皮加工;铸件内部组织均匀,晶粒细小。如图4所示为电磁铸造与常规铸造合金微观组织的比较[13]。
3、结论与展望
汽车发动机的节能和高效是汽车工业发展的主要目标,发动机的不断发展,从根本上说,是建立在主要零部件性能不断提高和使用寿命不断延长的基础上。而活塞是发动机中工作强度最大的零件之一,随着大功率、中高速、小型化内燃机需求的不断增长,活塞的工作环境将变得更加恶劣,势必对活塞材料提出更苛刻的要求。开发耐高温、耐磨、节能、降低尾气排放的高技术活塞,是当前活塞发展的主要方向。虽然近年来国际上出现了一些复合材料可作为新型的活塞材料,但是复合材料的成本较高,并且有些复合材料仍处于研究阶段。所以对于我国而言,还应该立足于我国国情,在提高材料的综合性能上下功夫。由于国内主要使用亚共晶和共晶铝硅合金,而国外已经转向使用过共晶铝硅合金。所以应大力发展我国活塞材料及其制造工艺,以及加强对活塞材料先进铸造技术及设备的研究和开发,对改变我国汽车工业现状、提高市场竞争力意义深远。
摘要：综述了活塞用铝硅合金的应用现状,对每类合金的优缺点进行了简要分析;详细介绍了强化活塞用铝硅合金综合性能的几种常用方法,并分析了每种优化方法的利与弊以及在实际生产中的应用情况;指出了存在的问题及今后的发展方向。
共晶铝硅合金 篇5
1 实验
1.1 高硼合金制备
药芯焊丝外皮采用16mm×0.3mm的H08A钢,药芯由金属铬(99%Cr)、钒铁(50%V)、硼铁(18%B)、钛铁(30%Ti)、银片石墨(含碳量98%以上)、碳化硼(B4C)、还原铁粉等粉末原料组成。所有药粉研磨过60目筛,称量,混合,搅拌均匀,由药芯焊丝成型机YHZ-1轧制为ϕ4.4mm粗丝,以每次减径0.2mm、经拉丝模拉拔减径至ϕ3.2mm使用。
在150mm×75mm×16mm的Q235钢试板上,药芯焊丝用交流埋弧焊机MZ-1000堆焊三层,工艺参数如表1所示,焊剂HJ260。焊后焊渣自动脱落,焊缝表面光洁,无裂纹等缺陷。试样表面磨平后用HR-150洛氏硬度计测试硬度,所制备高硼合金成分及其硬度值如表2所示,其成分(质量分数/%)为:0.1～1.0 C,11～13 Cr,2.5～3.2 V,2.3～3.8 B,0.5～1.0 Ti,0.5～0.8 Si,0.6～0.9 Mn,余量为Fe。另外,由于药芯焊丝的包粉量有限,以硼铁和少量B4C粉代替部分金属铬加入,制备了0.75% C,4%～5% Cr,2.5%～3.2% V,3.6%～3.8% B的5#高硼合金。
1.2 显微组织及相结构分析
在堆焊焊缝中间线切割制备12mm×10mm× 25mm金相试样,用体积分数为4%的硝酸酒精腐蚀。用光学显微镜Axiovert40MAT观察和分析显微组织;用JSM-6360LV扫描电镜观察硼化物的形貌。
D/MAX2550VB型X射线衍射仪定性分析高硼合金的物相,衍射样品采用粉末试样,水冷切取堆焊合金表层金属,敲碎,研磨为粉末。
1.3 耐磨粒磨损试验
采用MLS-23型湿砂橡胶轮式磨损试验机进行耐磨粒磨损试验,线切割加工制备57mm×25.5mm×6mm耐磨性试样,参数为:橡胶轮直径178mm,邵尔硬度60,所加砝码重24.5N,橡胶轮转速240r·min-1,砂浆比例为1.5kg石英砂(250～425μm)配1kg水。
试样先预磨1000转,冲洗干净,吹干,称初重M0,然后再实验1000转后清洗吹干,称重M1,(M0-M1)即为试样磨损绝对失重量ΔM。以1#堆焊合金作为标准试样,用相对耐磨性ε来表征高硼堆焊合金的耐磨性。
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式中ΔM0为标准试样的磨损失重。
实验结束后,将试样表面用无水乙醇清洗,吹干,用JSM-6360LV扫描电镜观察磨损表面形貌。
2 结果与讨论
2.1 高硼堆焊合金的显微组织及相分析
高硼堆焊合金的金相组织如图1所示,其XRD谱如图2所示。由图1和图2可知,其基体组织由α-Fe铁素体(浅灰色)+马氏体(深灰色)+少量奥氏体γ-Fe组成,硬质相则由大量白色的板条状、块状和针状等M2B型、条状M3(B,C)型硼化物和点状碳化物V2C构成。
从Fe-B二元相图[9]可知,当硼含量高于3.8%,熔体温度冷却至1149℃,L3.8(硼含量为3.8%的液相)→γ-Fe+Fe2B,加入强铁素体化元素Cr,V,Fe-B合金的共晶成分转变点向左偏移,形成硼含量低于3.8%的过共晶组织。由于Cr,V等金属原子代替了部分铁原子,致使初生Fe2B改变为M2B,M代表Fe,Cr,V等金属原子。高硼合金的相变过程可描述为:L→M2B(初生相)+L→M2B(初生相)+共晶组织(γ-Fe+M2B)→M2B(初生相)+共晶组织 (α-Fe+M2B)。富碳含硼的γ-Fe析出V2C,M3(B,C),转变为铁素体或者马氏体,即有:共晶γ-Fe→α-Fe+ M3(B,C)+V2C,实际共晶组织为:α-Fe+M2B+M3(B,C)+ V2C,而图2(a)所示M3(B,C),V2C相XRD特征峰强度低可知,这两相数量少,但一定数量细小V2C相颗粒弥散析出,使α-Fe晶粒减小,合金韧性增强。
图1(d)显示,硼含量3.6%～3.8%的5#合金具有大量密集分布的四边形初生相,而图2(b)所示其硬质相有M2B,M3(B,C),V2C和B4C,其中M2B相特征衍射峰强度高,可确定该初生相为M2B型硼化物。对比图1(a)～(c)可知,初生M2B相数量主要取决于堆焊合金的硼含量。
0.7%C的3#试样初生M2B相比0.1%C的1#试样尺寸明显大,而1.0%C的4#试样,其初生M2B相尺寸减小,这表明,碳含量显著影响高硼合金初生M2B相的颗粒尺寸。
由于碳原子比硼原子体积小,且从Fe-B二元相图可知,硼在γ-Fe最高溶解度也只有0.02%[9],这导致碳原子优先占据γ-Fe相的间隙空间,其结果相当于排斥硼原子,致使局部区域硼浓度增加,有利于M2B相长大。但碳含量过高,γ-Fe相组织稳定且数量增多,而Guo Changqing等[10]认为固溶Cr,V和Ti等合金化元素增大γ-Fe晶格畸变,使γ-Fe中硼的溶解度提高至0.185%～0.515%,从而使局部区域硼原子浓度下降,M2B相尺寸减小。
图3为高硼合金的硼化物形态,其初生硼化物呈板条状、块状分布,而共晶硼化物则以针状、鱼骨状和蜂窝状等形态分布,其中图3(a)所示1#合金初生M2B板条相宽度为10～20μm,图3(b)所示3#试样该相宽度为20～40μm,颗粒尺寸偏小,而图3(c)所示5#合金M2B初生相为四方形,颗粒长宽为15～25μm,且均匀分布。由此可知,高硼合金的硼、碳含量均对其初生硼化物形态和颗粒影响较大。
2.2 堆焊合金的耐磨性
2.2.1 碳含量对高硼合金硬度及耐磨性的影响
碳含量对高硼合金的宏观硬度和相对耐磨性ε的影响如图4所示。由图4可知,硬度和相对耐磨性ε随碳含量提高,均为先增加后下降。如0.1%C,硬度HRC仅为41.2;0.7%C,硬度高达66.5,ε从1.0提升至5.6;但碳含量增至1.0%,硬度降至62,ε仅为1.6。另从图3可知,1#试样的共晶组织多,初生M2B相颗粒小;3#的初生M2B相大,共晶组织少。由于长且宽的初生M2B相可以有效阻碍金刚石压头或者磨粒压入,从而合金表现高的宏观硬度和耐磨性。这说明,碳含量改变,引起高硼合金中初生M2B相尺寸变化,从而影响其硬度及耐磨性。
2.2.2 表面磨损形貌
从1#, 3#和5#试样的表面磨损形貌(见图5)可以看出,经过耐磨粒磨损试验后,三者表面均有沟槽与显微裂纹,但沟槽深度与裂纹形态不同,这表明形成磨损碎屑的机制有两种:显微切削与断裂。图5(a)显示,1#试样磨粒切削沟槽较多且较深,显微裂纹较少;与1#试样相比,图5(b)所示3#合金切削沟槽深度显著降低,部分区域出现碎裂、剥落现象;图5(c)所示的5#试样的沟槽深度进一步减小,碎裂、剥落区域面积扩大。与图3进行对比分析,可知这些碎裂区域主要位于初生M2B相颗粒之间,即为共晶组织。这表明,随着初生M2B相体积分数增加,其磨损机制逐渐从磨粒的显微切削为主,转变为显微断裂和显微切削共存。
在以磨粒显微切削为主要机制的磨损中,大量细小弥散分布的硬质相颗粒提高合金强度,增加磨粒锲入合金表面及其切削运动的阻力,但部分细小颗粒随切屑流失而丧失耐磨质点作用。粗大初生M2B相嵌入深,不易脱落,显微硬度高,既可有效抵抗磨粒压入,又阻碍磨粒的显微切削运动,从而显著改善合金的耐磨粒磨损性能,但初生M2B相过多,共晶组织聚集,断裂韧性下降,裂纹形成和扩展等导致颗粒剥落而造成磨损量增加,微观断裂机制逐渐占主导地位。
3 结论
(1) 高硼堆焊合金(0.1%～1.0% C,4%～13% Cr, 2.5%～3.2% V,2.2%～3.8% B)的基体组织由α-Fe+少量γ-Fe组成,硬质相则由大量的初生M2B型、少量的共晶M2B型、M3(B,C)型硼化物和V2C构成,其中M代表Fe,Cr,V等金属元素,碳含量改变,引起初生M2B相尺寸改变而影响其硬度及耐磨性。
(2)随高硼合金初生M2B相体积分数增加,磨损机制逐渐从显微切削为主,转变为显微断裂和显微切削共存,初生M2B相尺寸对耐磨粒磨损性能影响显著。
参考文献
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共晶铝硅合金 篇6
1 工艺试验方案及结果分析
1.1 第一次工艺试验
试验过程中,采取的主要措施是降低了浇注温度,浇注温度由原来的705℃降为695℃,控制了回炉料的加入量。试验条件及工艺数据见表1。
试验结果表明,打有“2”、“3”标记的涡壳铸件加工表面仍有大面积“花斑”,与以前加工的涡壳区别不大;打有标记“44”、“34”的涡壳加工表面的“花斑”比前者要厉害得多,“花斑”粒度与密度较大,表面更粗糙。由此可见,浇注温度与回炉料的加入量对“花斑”有一定影响,浇注温度过高,回炉料过多,加重了铸件的“花斑”。
打有标记“2”的涡壳试棒经理化检验,报告显示:
(1)金相组织:基体组织3级,针状铁相3级;
(2)时效处理后的机械性能:抗拉强度σh(N/mm)=310.8,硬度(HB)为107。通过以上数据可以发现涡壳的金相组织与机械性能良好。
1.2 第二次工艺试验
这次试验主要是以下方面改变了工艺:(1)原材料改为山东平阴铝厂生产的ZL104合金;(2)扩大浇注温度的范围;(3)变质剂分为分厂自制三元变质剂和山东大学生产的三元变质剂。试验条件及工艺数据见表2。
试验结果表明,4种工艺方案生产的涡壳加工表面仍有大量的“花斑”,由此表明,涡壳加工表面的“花斑”与原材料、三元变质剂无关。这是由于ZL104铝合金纯度太高,所含有益的杂质较少,铝合金结晶时无有益的杂质作为基点,造成铸件的晶粒粗大,特别是涡壳的厚大部位,涡壳加工表面的“花斑”是一个的较大的晶粒,其边缘为晶粒与晶粒之间的晶界,建议加入细化剂细化晶粒。
1.3 第3次工艺试验
这次试验主要改变是在变质处理后加入了细化剂,工艺条件及数据如下所述:砂温10℃,除气温度690℃,原材料ZL104铝合金为辽宁本溪铝厂生产,变质温度710℃,变质静止后加入细化剂,浇注温度为702℃,生产9件,标记“K”。涡壳加工后,加工表面仍存在“花斑”,只是粒度小了,密度小了。由此可见,变质后加入细化剂,可以减少“花斑”的粒度与密度,金相组织与机械性能良好。
2 在涡壳铸件体上取样,做理化检验
通过三次工艺试验,仍不能确定“花斑”对铸件产品质量的影响,于是在出现“花斑”的涡壳体上多处取样,做理化检验。取样部位及结果说明如下:
2.1 取样部位说明:
1#一涡壳大外圆,2#—涡壳小内圆,3#—涡壳心部,4#—涡壳出气口,见图1。
2.2 检查分析
(1)宏观:4#位置取样后在实体10×～40×下观察,发现“花斑”处加工刀痕不连续,有撕裂痕迹,表面粗糙,颜色发暗,因此经光线反射出现“花斑”。
(2)把4#用刀片刻痕把“花斑”处围起来,经磨制、抛光、腐蚀,原“花斑”处发亮,在光学显微镜100×下观察,“花斑”处共晶硅比较聚集,颗粒细小,见图2,相对而言,其余部位比较分散,颗粒细小,见图3。
2.2 检验结果
2.2.1 化学成分(%)(见表3)
2.2.2 金相组织(见表4)
注:检验标准为GB3508—83《内燃机铸造铝活塞金相检验标准》2.2.3机械性能(见表5)
3 综合分析
经过三次工艺试验,均不能完全消除涡壳加工表面的“花斑”。通过观察其它ZL104铸件,发现加工表面也有“花斑”,只是“花斑”形状较小,密度较小,对光洁度影响很小,不易察觉。另外,公司生产的ZL109活塞铸件,粗加工后加工表面也有大量“花斑”,“花斑”形状较小,密度较小,光洁度较差,经过精加工(金刚石刀具)后,活塞的加工表面的“花斑”消失了,表面光洁度提高了很多。比较ZL104铝合金与ZL109铝合金,ZL104属于亚共晶铝合金,结晶范围较宽;ZL109属于共晶铝合金,结晶范围较窄。再将涡壳与活塞的铸造工艺进行比较,涡壳是砂型铸造,冷却条件较差;活塞是低压铸造,冷却条件较好。因此,尽管活塞壁厚比涡壳大很多,活塞的结晶效果还是比涡壳好,活塞铸件的切削加工性能比涡壳好,活塞加工表面无“花斑”,涡壳表面加工表面有“花斑”。
分析理化检验报告,结合相关专业知识,认为涡壳加工表面的“花斑”是由于铸件在结晶过程中共晶硅聚集造成的,“花斑”处共晶硅较聚集,硬度较高,造成加工时产生划痕,形成“花斑”,降低了加工表面的光洁度,但是基体组织与机械性能良好。可以通过改善加工工艺,如热切削、电解磨削等工艺,配合恰当的切削速度和加入切削冷却液等途径,获得较高的表面光洁度。
4 结论
总上所述,可以通过加入细化剂,控制回炉料的加入量,改善冷却条件等工艺措施,减少ZL104等铝硅合金铸件加工表面的“花斑”,降低“花斑”的粒度与密度,但是不易完全消除。加工表面出现的“花斑”,降低了加工表面的光洁度,可以通过改善加工工艺,提高加工表面的光洁度;对铸件的基体组织与机械性能无影响。铝硅合金加工表面的“花斑”对铸件的产品质量无影响。表面的“花斑”对铸件的产品质量无影响。
参考文献
[1]《铸造有色合金及其熔炼》联合编写组．铸造有色合金及其熔炼．北京：1980．
共晶铝硅合金 篇7
随着近代机械制造工业如航空、航海、汽车工业的发展,石油化工、电信和原子能及空间技术等新型工业的崛起,铝合金的使用量日益增加,在国民经济中占有越来越重要的地位[1,2]。其中,过共晶Al-Si类合金由于具有优良的铸造性能,如收缩率小、流动性好、气密性好和热裂倾向小,且比重小、高温强度高、耐磨、耐蚀、热膨胀系数小,因而在活塞制备行业中得到了广泛的应用和重视。但是,该合金未经细化处理的组织中存在粗大的块状初晶硅,这种组织严重割裂基体,恶化合金的铸造性能和机械性能[3,4,5],因而在使用之前必须对其进行有效的细化处理。
目前在工业生产中对Al-Si合金初晶硅的细化处理主要是以添加细化剂的方式来实现,其中细化效果最好、应用最为广泛的是含磷细化剂。赤磷和磷盐在使用过程中放出大量的P2O5有毒气体,严重地污染环境,并且磷的吸收率低,细化效果不稳定。Cu-P中间合金的熔点高,加入后难熔化,而且其密度大,易产生沉淀偏析,不适合静置炉生产[6,7]。与上述几种加磷方法相比,系列Al-Si-P中间合金具有效果长效稳定、无污染、使用简便、使用成本低等优点,从而为过共晶Al-Si合金开辟了广阔的应用前景。本文采用Al-11Si-4.5P中间合金细化过共晶Al-18Si合金,同时与Cu-8P中间合金的细化效果与磷吸收量进行了详细的比较与分析。
1 试验条件及试验方法
用纯度为99.7%(质量百分数,下同)的工业纯铝、99.3%的结晶硅配制过共晶Al-18Si合金,其化学成分如表1所示。试验所用的Al-11Si-4.5P中间合金由山东吕美熔体技术有限公司提供。所有的试验均在5kW的电阻炉中进行,将Al-18Si合金在石墨粘土坩埚中于800℃熔化后保温半个小时,采用C2Cl6进行精炼处理后加入细化剂,保温一定时间后浇注到铸铁型中(尺寸为70mm×35mm×20mm)。在浇注所得的试样中心部位截取金相试样,抛光后,在高倍视频金相显微镜下观察组织。初晶硅尺寸的测试方法为在金相试样的显微组织中任选5个视场,在每个视场中由大到小测量10个初晶硅的尺寸,从而全面评价Al-Si合金细化效果。
选用相同的试验条件即细化温度为800℃、保温时间为1h、P加入量为200ppm条件下,将Cu-8P中间合金、磷盐与Al-11Si-4.5P中间合金的细化效果、磷吸收量进行对比。利用直读光谱仪(QSN750,Germany)测定试样中的磷含量。
2 试验结果及分析
2.1 三元Al-Si-P中间合金显微组织
系列Al-Si-P中间合金是由山东大学发明、山东吕美熔体技术有限公司生产,适用于Al-Si和Al-Mg-Si合金初生富Si相的变质与细化,为该两类合金的应用开辟了广阔的前景。该中间合金由三种物相所组成,即α-Al枝晶,共晶Si相和AlP颗粒。图1为三元Al-11Si-4.5P中间合金的微观组织。可以看到,在基体上均匀分布着大量的黑色颗粒(平均尺寸约为6μm),这些颗粒即为AlP相。
2.2 Al-11 Si-4.5P与Cu-8P中间合金对活塞合金的细化效果
图2即为添加Al-11Si-4.5P中间合金前后过共晶Al-18Si合金的微观组织。从该图中可以发现未细化时初晶硅呈现粗大的块状、板片状结构,其平均尺寸达到90μm左右,而随着高效Al-11Si-4.5P中间合金的加入合金内的初晶硅相得到了明显细化。由图2(b)可以发现,合金内初晶硅分布变得均匀,尺寸大大减小,平均尺寸约为18μm左右,合金的显微组织得到了显著改善。图2(c)为经过Cu-8P中间合金细化后Al-18Si合金的微观组织,可以发现其初晶硅的尺寸要明显大于(b)图。由此可知,与Cu-8P中间合金相比,Al-11Si-4.5P中间合金对Al-18Si合金具有更加显著的细化效果。
通过观察发现,在细化后的Al-18Si合金中初晶Si相核心处发现黑色物相,采用EPMA对初晶硅核心处该物相进行EDS点成分分析,确定该处富集元素Al、P。由此推断,该物相即为AlP相。将Al-11Si-4.5P中间合金加入到待处理的Al-Si合金中,由于AlP与硅具有相同的晶体结构、相似的晶格常数,因此AlP可以作为初晶Si结晶时的异质形核衬底,使Si原子依附于其上生长,独立的结晶成细小的初晶硅晶体,从而改善其力学性能,增强合金的耐磨性[8,9,10]。该中间合金的使用可大大缩短合金细化处理时间,从而提高生产率、降低产品成本。而对于Cu-8P中间合金而言,其磷化物以Cu3P的形式存在,将该中间合金加入到待细化的Al-Si合金后,Cu3P相需与铝熔体逐步反应形成AlP,进而发挥该中间合金对初晶硅的细化效果。
2.3 Al-1Si-4.5P与Cu-8P中间合金在细化过程中的磷吸收量比较
工业生产中一般采用加入磷的方法细化初晶硅,其中磷的加入形式与吸收率则一直是需要面临和解决的问题。选定在800℃,采用Al-11Si-4.5P、Cu-8P中间合金对Al-18Si合金进行细化处理,然后测定合金内的磷含量,其结果如图4所示。从图中可以清晰看出,在相同的试验条件下,Al-11Si-4.5P中间合金的磷吸收量要明显高于Cu-8P中间合金。其原因就在于,Al-11Si-4.5P中间合金包含有大量已生成的AIP颗粒,将其加入到铝熔体中,会快速发挥其作用,因此该中间合金的磷吸收量较高;而Cu-8P中间合金的熔点为720℃左右,将其加入到Al-Si合金中,熔体温度较低时生成的P扩散较慢,从而影响了P与Al的化学反应过程,在此反应过程中还存在部分P的逸出,从而导致P元素的吸收率低。
2.4 Al-Si-P中间合金与磷盐在细化过程中的磷吸收量比较
目前,我国一部分厂家仍然采用赤磷、磷盐作为硅相细化剂,该类细化剂在使用过程中会释放出大量的P2O5有毒气体,细化效果不稳定,同时严重地污染了环境。在细化温度800℃、保温1h的条件下,逐步增加磷盐添加量,测定试样中磷含量从而与上述三元Al-11Si-4.5P中间合金的相关数据进行对比。表2即为采用磷盐细化时,Al-18Si合金中的磷吸收量相关数据。由表中数据可知,磷盐在使用过程中烧损严重,在将其添加量由0.2wt.%增加至2.0wt.%过程中,试样中的磷吸收量并没有增加。即使其添加量为2.0wt.%时,熔体中所吸收的磷仅为31ppm,远远低于相同熔体温度下Al-1 1Si-4.5P中间合金的磷吸收量。
3 结论
(1)采用Al-Si-P中间合金对过共晶Al-18Si合金进行细化处理时发现,Al-11Si-4.5P中间合金对Al-18Si合金具有显著细化效果,可将合金内初晶硅相由原来的90μm细化至18μm左右,明显优于Cu-8P中间合金。
(2)在相同试验条件下,新型Al-11Si-4.5P中间合金的磷吸收量要远远高于Cu-8P中间合金和磷盐。
摘要：研究了Al-11Si-4.5P中间合金对过共晶Al-18Si合金的细化处理,并将其磷吸收量与Cu-8P中间合金和磷盐进行了比较。结果表明,Al-11Si-4.5P中间合金对过共晶Al-18Si合金具有显著细化效果。此外,发现在相同细化条件下,Al-11Si-4.5P中间合金的磷吸收量要远远高于其他含磷细化剂。该中间合金具有细化效果好、长效、无污染、使用简便和使用成本低等优点,具有广阔的应用前景。
关键词：Al-Si合金,Al-Si-P中间合金,细化处理,磷吸收量,AlP
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