离心复合（共4篇）
离心复合 篇1
摘要：针对传统铁质气缸套与铝合金气缸体匹配性差, 长期使用导致漏油、漏气等问题, 提出了一种制备铝基梯度复合材料气缸套的新思路。依此思路, 采用Al-19Si-5Mg-1Cu-1Ni-1Ti-1Mn合金为毛坯材料, 通过离心铸造的方式成功制备了初晶Si与Mg2Si颗粒互补增强的铝基梯度复合材料。从心部到外壁, 该梯度复合材料具有两层结构, 内层含有高体积分数初晶Si与Mg2Si颗粒, 形成增强层;外层没有初晶颗粒, 为非增强层。对两层结构的部分常温性能指标进行初步测试, 结果显示, 增强层具有高硬度、高耐磨性和良好热稳定性的特点。
关键词：气缸套,离心铸造,初晶Si,初晶Mg2Si
0 引言
气缸套、活塞、活塞环与气缸盖组成了内燃机的心脏———燃烧室。在燃烧室里通过进气、压缩、燃烧、膨胀等过程, 将热能转换为机械能[1]。因此, 气缸套是内燃机中工作环境最为恶劣的零部件之一, 也是影响内燃机性能与寿命的关键零部件。目前, 乘用车发动机气缸套多采用铸铁材料, 成型后再与铝合金缸体镶铸而成[1]。采用铸铁材料气缸套, 虽然工艺成熟, 但由于铸铁材料热传导性和韧性较差, 与通用的铝合金气缸体材料不一致, 匹配性差, 在长期使用过程中, 缸体和缸套结合强度容易降低, 引起缸套定位尺寸变化, 造成发动机缸体漏油、漏气、渗水、能效降低、排放超标等亟待解决的问题[2-3]。另外, 铸铁材料密度大, 不利于汽车的减重节能。针对这些难题, 欧美日等相继开发出了多种铝合金或铝复合材料气缸套[4-5]。其中最具代表性的是喷射沉积制备高硅铝合金气缸套[6]。该方法由德国研究者率先提出, 其主要工艺过程是: 首先采用喷射沉积得到无偏析的高Si铝合金锭, 然后对合金锭进行挤压、旋压形成管材, 再经过车削加工成形气缸套零件。采用此方法, 德国戴姆勒-奔驰汽车制造公司与PEAK公司合作, 成功研制出硅含量高达25% 的铝硅合金气缸套, 已部分应用于高端汽车的发动机中。采用此方法获得的气缸套, 质量轻、强度高 ( 抗拉强度高达400 ~ 440 MPa) 、耐磨性优良、热稳定性好[7]。但是, 该法工艺流程长, 工艺参数控制难度大; 设备投入大, 气缸套制造成本很高, 不便于广泛推广。
上述气缸套的成功应用, 说明高硅铝合金具有替代传统铁质气缸套的巨大潜质。但采用普通铸造方法制备高Si铝合金铸件时, 初晶Si容易形成粗大的板条状, 不但不能提高其力学性能, 还会造成加工困难。此外, Si颗粒硬度较高 ( 显微硬度达HV1300) , 在承受摩擦载荷时容易脱落[8], 导致铸件耐磨性不足。鉴于此, 本文采用三元AlSi-Mg合金为原材料, 利用合金在凝固过程中析出的具有互补性质的初晶Si与Mg2Si颗粒为增强相, 借助离心力场形成局部具有高体积分数初晶相的梯度复合材料, 并通过对该梯度复合材料组织与性能的初步研究, 为其替代传统铁质气缸套的工程实践奠定基础。
1 梯度复合材料的制备与分析方法
1. 1 梯度复合材料的制备
1. 1. 1 试验材料
量取Zl104 合金、工业纯镁和Al-29Si合金, 按质量百分比配置Al-19Si-5Mg三元合金5kg作为试验材料。为了提高材料的强度, 在熔炼过程中, 以1% 的质量百分比添加Cu、Ni、Ti和Mn合金元素。 最终形成的合金的理论成分是Al-19Si-5Mg-1Cu-1Ni-1Ti-1Mn。
1. 1. 2 试验原理
离心成形制备初晶Si与Mg2Si颗粒增强铝梯度复合材料的原理如图1 所示。三元Al-19Si-5Mg合金在凝固过程中会先后析出初晶Si ( 密度为2. 33 g /cm3) 与Mg2Si ( 密度为1. 83 g / cm3) 颗粒, 如图1a所示。由于二者的密度均小于铝液的密度 ( 铝液的密度为2. 37g /cm3) , 在离心浮力的作用下, 这些初晶颗粒就会向内层运动, 并最终停留在内层区域, 形成梯度复合材料, 如图1b所示。
1. 1. 3 试验方法
首先将配制好的5 kg合金加热熔炼, 待熔炼温度至720 ℃ 左右时, 添加合金元素并保温约30 min; 然后进行精炼与变质处理, 精炼剂为C2Cl6, 添加量为炉料总量的0. 6% ; 变质剂为磷变质剂, 添加量为炉料总量的1. 6% 。静置、降温到700 ℃准备浇注。采用自行改装的卧式离心铸造机为成形设备, 离心转速为2000 r/min, 模具预热温度为200 ℃左右。图2 为浇注出来的筒状气缸套毛坯零件。该零件长度为190 mm, 外径为109 mm, 内径约为79 mm, 拔模斜度为5°。
1. 2 组织与性能测试
1. 2. 1 微观组织分析方法
微观组织分析的目的有两个: ①采用光学显微镜分析筒状零件截面上初晶Si与Mg2Si颗粒的分布状况; ②采用SEM-EDS手段分析筒状零件截面微观组织的具体形貌特征。
1. 2. 2热处理方法
采用T6 工艺对性能检测试样进行热处理, 即首先进行固溶处理, 固溶温度为 ( 510±5) ℃, 保温时间为9 h; 水淬后, 进行人工失效处理, 处理温度为 ( 210±5) ℃, 保温时间为9 h, 炉冷。
1. 2. 3 性能测试指标与方法
性能指标的测试主要包括洛氏硬度、摩擦磨损性能和线膨胀系数。
硬度测试采用HR150 洛氏硬度仪, 选用1. 588 mm钢球压头, 载荷为980 N。硬度测试的目的是分析梯度复合材料从内壁到外壁的洛氏硬度分布特征, 因此, 选择的洛氏硬度测试区域应与微观组织分析区域相一致, 即从内壁到外壁, 等距离选择6 个区域作为测试区域, 每个区域选择4 ~ 5 个测试点, 取平均值作为6 个不同区域的硬度值。
摩擦磨损试验采用MRH-3 型高速环块试验机, 无润滑。对磨块使用AISI52100 耐磨钢GCr15制备而成, 其密度为7. 85 g /cm3, 体积硬度值为HRC59 ~ 62; 摩擦载荷为200 N, 摩擦时间为1800s, 磨损距离为2319 m。测试区域为图2b所示的内层和外层。摩擦磨损试样的制备与尺寸如图3所示, 即首先在毛坯中截取 ( 图3a) 尺寸约为10mm×13 mm×20 mm的2 块试样; 然后和钢制垫块配作打磨, 最终形成尺寸为19. 05 mm×12. 32 mm×12. 32 mm的标准摩擦试样。图3b、图3c分别是加入垫块后的内外层试样的形状与尺寸。
类似于硬度与摩擦磨损试验, 线膨胀系数的测试区域同样分为内层和外层。试样的制备和尺寸如图4 所示, 图中试样的尺寸单位为mm。
2 测试结果与分析
2. 1 截面组织测试结果
图5 为经过打磨、抛光后的截面宏观组织形貌, 从中可以看出, 经过离心成形后, 筒状零件分为了内外两层, 其中, 内层厚度约为7 mm, 外层厚度约为8 mm。为了进一步观测筒状零件的微观组织, 在图5 中, 从心部到外壁取其中的a、b、c、d、e、f 6 点作为分析区域进行区域分析。
图6 为采用光学显微镜获得的微观组织形貌。综合图2b、图5 和图6, 将离心成形后的梯度复合材料筒状零件的组织分布归纳如下:
( 1) 初晶Si与Mg2Si颗粒几乎全部偏聚于筒状零件的内层, 形成厚度约为7 mm的增强层, 如图2b、图5 和图6a ~ 图6c所示。采用面积法估算, 增强区域内, 初晶颗粒的体积分数达到32%左右。筒状零件的外层几乎没有初晶颗粒, 形成厚度约为8 mm的非增强层, 如图6e、图6f所示。宏观上, 增强层与非增强层之间有一明显的分界线; 微观上, 从增强层到非增强层, 初晶颗粒呈现从有到无的梯度变化。
( 2) SEM分析显示, 初晶Si与Mg2Si颗粒均呈规则的方块状, 其中, 初晶Si的粒径在30~ 50 μm之间; 初晶Mg2Si颗粒的粒径为20 μm左右, 如图7a。
( 3 ) 共晶Si呈现细条状或蠕虫状, 共晶Mg2Si呈现类似“鱼骨”的团簇状, 如图7b。从内壁到外壁, 共晶Si与共晶Mg2Si无明显的偏聚现象。
2. 2 性能指标测试结果
2. 2. 1 洛氏硬度测试结果
图8 所示为T6 热处理状态下的梯度复合材料的洛氏硬度值, 其横坐标中的a、b、c、d、e、f和图6 中的微观组织测试区域基本一致。从图8 中可以看出, 从内壁到外壁, 筒状零件的洛氏硬度值呈现较为显著的梯度变化特征。其结果得益于高体积分数初晶Si与Mg2Si颗粒在内层的偏聚, 内层 ( 图6a ~ 图6c) 的平均硬度值达到HRB90 ~ 91, 外层 ( 图6d和图6e) 由于没有初晶颗粒, 其硬度迅速下降, 平均值为HRB67 ~ 68; 在外壁处 ( 图6f) , 由于细晶强化的作用, 其硬度值又有所提高, 达到HRB74。采用同样的测试手段对传统气缸套常用的材料HT250 进行测试发现, HT250 的洛氏硬度值是HRB89 左右, 和梯度复合材料的内层硬度相当。
2. 2. 2 摩擦磨损试验结果
表1 所示为梯度复合材料内层、外层和HT250 在无润滑条件下获得的摩擦磨损试验结果, 从中可以看出, 摩擦磨损试验后, 梯度复合材料外层的质量损失百分比最高, 达到3. 73% ;HT250 次之, 达到3. 2% ; 内层最小, 仅为1. 88% 。这一结果说明, 高体积分数的初晶Si与Mg2Si颗粒可以有效提高复合材料的耐磨性。
图9 为梯度复合材料的内层、外层和HT250试样进行摩擦磨损试验后的表面SEM形貌。
2. 2. 3 线膨胀系数测试结果
表2 所示为线膨胀系数的测试结果, 从中可以看出: ①在任何一温度段内, 内层的线膨胀系数均低于外层; ②无论内层还是外层, 其线膨胀系数均远高于铸铁, 但和铸造铝合金的手册值相接近。这一结果证明, 高体积分数初晶Si与Mg2Si颗粒可以有效减小复合材料的线膨胀系数, 提高其热稳定性; ③由于复合材料的线膨胀系数和铸造铝合金手册值相接近, 因此, 从理论上表明, 该梯度复合材料与乘用车通用的铸造铝合金缸体具有更好的热匹配性。
3 分析与讨论
通过对梯度复合材料组织与性能指标的测试发现, 梯度复合材料的内层具有高硬度、高耐磨性和良好热稳定性的特点, 这些优异的力学与热物理性能得益于高体积分数的初晶Si与初晶Mg2S颗粒。表3 所示为Si、Mg2Si和Al的部分物理与力学性能指标。
高体积分数的初晶Si与Mg2Si颗粒可以有效提高复合材料的热稳定性。如表3 所示, Si的线膨胀系数是6. 9×10-6K-1, Mg2Si的线膨胀系数是7. 5×10-6K-1, 二者均远低于基体铝的线膨胀系数 ( 22. 2×10-6K-1) 。因此, 当初晶Si与Mg2Si颗粒在内层大量偏聚后, 可以有效减小其线膨胀系数, 提高其热稳定性。
Si与Mg2Si颗粒的互补增强特性分析。由于Si与Mg2Si均具有高硬度的特性, 当二者在内层偏聚以后, 复合材料的硬度与耐磨性就相应地得到提高。显然, 初晶Si与Mg2Si颗粒的体积分数是影响增强效果的关键因素, 但是, 除此因素以外, 笔者认为, Si与Mg2Si颗粒的互补增强特性也不能忽略。如表3 所示, 虽然Si与Mg2Si均具有高硬度的特点, 但是二者又有所差异。Si的硬度更高, 达到HV1000 ~ 1300, 这一硬度值可以随温度的升高而保持到400 ℃左右, 并且Si含量对Al-Si合金的硬度影响显著。资料显示[11], 含15% Si的铝合金硬度值达到HV500 ~700, 而含60% Si的铝合金硬度更是高达HV1000 左右。因此, 从气缸套工作表面对硬度、耐磨性以及高温稳定性上分析, Si更适合作为Al基梯度复合材料的增强体。但是, 由于初晶Si与基体铝 ( 铸态铝的显微硬度值为HV60 ~100) 的显微硬度差异较大, 在承受摩擦载荷时, 硬质的初晶Si颗粒与周围基体铝相互挤压, 形成塑性变形区域, 从而导致初晶Si从基体中脱落 ( 图10a) , 不但无法发挥Si的高硬度、高耐磨性优点, 还会破坏工件表面[12-13]。事实上, 高Si铝合金的这一特性也是制约其应用的关键因素[10]。此时, 大量晶粒细小的初晶Mg2Si的出现, 可以有效缓解这种状况, 如图10b所示。Mg2Si的显微硬度为HV460, 介于初晶Si与基体铝之间。聚集在初晶Si颗粒周围的大量细小Mg2Si颗粒, 一方面承担了部分摩擦载荷, 另一方面它们可以充当Si与基体铝之间的缓冲介质; 减小初晶Si颗粒周围铝的塑性变形, 从而保护初晶Si颗粒, 提高复合材料的增强效果, 尤其是其耐磨性能。这一点可以从梯度复合材料内层与HT250 的性能测试指标中得到证实。如表1 所示, 虽然内层与HT250 的洛氏硬度相当, 但是, 前者摩擦磨损后的质量损失仅是后者的58% 。除此之外, 和Si相比, Mg2Si具有更低的密度、更高的弹性模量, 理论上分析, 初晶Mg2Si颗粒的存在还可以减小复合材料的密度并提高其强度。综上所述, 初晶Si与Mg2Si颗粒由于物理性质不同而形成的对铝基体的显著增强效果可称之为“互补增强特性”。在这一互补增强关系中, 由于Si具有高硬度的特点, 并对铝基体硬度与耐磨性的影响更为显著, 因此它充当第一增强相; 而硬度介于Si与铝基体之间的Mg2Si是提高初晶Si增强效果的有效第二增强相。因此, 在初晶Si与Mg2Si颗粒混合增强的铝复合材料中, 除去增强体积分数的因素外, 二者之间的合理匹配与互补增强关系也应当引起足够的重视。
4 结论
( 1) 宏观上, 该梯度复合材料具有内外两层结构。内层是增强层, 含有体积分数约为32% 的初晶Si与Mg2Si颗粒; 外层是非增强层, 没有初晶颗粒。微观上, 从内层到外层, 初晶颗粒呈现从有到无的梯度变化特征。
( 2) SEM分析显示, 初晶Si与Mg2Si颗粒均呈规则的方块状, 其中, 初晶Si的粒径在30~ 50 μm之间; 初晶Mg2Si颗粒的粒径为20 μm左右。共晶Si呈现细条状或蠕虫状, 共晶Mg2Si呈现类似“鱼骨”的团簇状。从内壁到外壁, 共晶Si与共晶Mg2Si无明显的偏聚现象。
( 3) 得益于高体积分数的初晶Si与Mg2Si颗粒, 内外两层相比, 内层具有高硬度、高耐磨性和良好热稳定性的特点。并且在T6 热处理状态下, 内层的硬度与耐磨性均优于HT250。
离心复合 篇2
陶瓷内衬复合钢管技术是将自蔓延高温合成技术(Self-propagating High-temperature Synthesis,简称SHS)和离心技术相结合,利用铝热反应所产生的大量热量,使反应物料呈熔融态,在离心力的作用下熔融产物由于密度的差异而分层,冷却后密度小的陶瓷成为复合钢管的内表面涂层,能使材料表面具有耐磨、耐蚀、耐高温等不同功能,以满足各种工况和尖端技术的需要,其中离心SHS技术是应用最为广泛的技术手段之一。
1 实验
本实验研究基于以下铝热反应原理实现:
实验用管材为热轧无缝钢管,材质20钢,钢管外径准95mm,壁厚4mm,长300mm,经碱液除油污,酸液除锈。Fe2O3、Al、SiO2全部为分析纯粉末,粒度分别为100～200目、200±20目、40～70目。SiO2粉末添加重量百分比分别为1%、2%、3%、4%、5%,经铝热反应制备出5种复合陶瓷钢管。
将反应物料按配比配制完后,装入混料机混合3h后取出放入烘箱中烘干,然后将反应物料填充于一端封闭的钢管内,随后用纸板封闭钢管另一端,并将钢管安装到自制的离心机上。开动离心机,调节转速至2000r/min,待转速平稳后,用乙炔焰引燃反应,整个反应瞬间完成,反应结束后,离心机继续旋转10min,然后停机。
2 结果与分析
2.1 陶瓷层相成分分析
离心SHS技术制成的陶瓷内衬复合钢管的结构如图1所示。
利用Al+Fe2O3体系制得的陶瓷层分3层,从里到外分别为陶瓷层、铁层和基体钢管。X射线衍射结果如图2所示,陶瓷层组织为典型的枝晶形态,由α-Al2O3主相、铁铝尖晶石FeAl2O4和莫来石相3Al2O3·2SiO2所组成。在扫描电镜下,FeAl2O4相位于α-Al2O3枝晶间隙之中。
2.2 添加剂SiO2对陶瓷层孔隙度的影响
复合钢管的致密化程度用陶瓷层孔隙度评价,陶瓷层的孔隙对复合钢管的耐蚀性、耐磨性和耐高温性能等均有影响。SiO2的加入对陶瓷层的致密度具有双重作用,表现为低熔点相的生成和反应体系温度的下降。反应中生成的低熔点相3Al2O3·2SiO2分布在Al2O3枝晶间隙中,构成排气网络,为熔体结晶时气体逸出提供通道,同时又可以填充因陶瓷凝固收缩引起的细小孔隙,使陶瓷层的孔隙率降低,致密度提高。随着SiO2含量的逐渐增加,大大减少了反应热,使熔体温度下降,熔体粘度增高,流动性变差,气体难以逸出,致使陶瓷层的密度降低,反而增加陶瓷层的孔隙度。
3 结论
(1)复合钢管陶瓷层主要由α-Al2O3主相及铁铝尖晶石FeAl2O4所组成。
(2)陶瓷内衬复合钢管为3层结构,从里到外分别为陶瓷层、铁层和基体钢管。
(3)SiO2对陶瓷层致密过程具有双重影响,在SiO2含量为2%时陶瓷层相对密度出现极大值。
摘要：利用离心高温自蔓延技术制备陶瓷内衬复合钢管,用X射线衍射仪测定了陶瓷层的相成分,研究了添加剂SiO2对复合钢管陶瓷层孔隙度的影响。
关键词：离心高温自蔓延技术,陶瓷内衬复合钢管,孔隙度
参考文献
[1]狄石磊,王宁.自蔓延高温合成Al2O3陶瓷内衬复合钢管技术的现状及展望[J].材料保护,2007,40(5):48-51.
[2]李冬黎,夏天东,康龙,等.复合钢管陶瓷层相组成及致密化的研究[J].甘肃工业大学学报,1999,25(4):17-21.
离心复合 篇3
现代化建设高速发展的时代, 混凝土以其优越的性能和低廉的价格成为大量基础设施必不可少的首选材料。化学外加剂作为混凝土组成材料的第五组分, 在混凝土技术发展的历程中所起到里程碑的巨大作用, 已得到世人的公认。
混凝土外加剂是在拌制混凝土时掺入少量 (一般不超过水泥用量的5%) , 以其改善混凝土性质, 是拌制混凝土中重要组成部分, 其对混凝土拌和性能和物理性能有着显著的影响。减水剂的主要作用有以下几个方面:增加水化效率, 减少单位用水量, 增加强度, 节省水泥用量;改善尚未凝固的混凝土的和易性, 防止混凝土成分的离析;提高抗渗性, 减水透水性, 避免混凝土建筑结构漏水, 增加耐久性, 增加耐化学腐蚀性能;减少混凝土凝固的收缩率, 防止混凝土构件产生裂纹;提高抗冻性, 有利于冬季施工。
离心混凝土, 是指混凝土通过离心机的高速转动, 使得其成型密实, 通常用于混凝土管道构件、空心混凝土管桩构件、混凝土电杆的制作。其外加剂减水率>18%, 且与水泥的适应性强, 对钢筋无锈蚀作用, 匀质性好, 45分钟内尽可能保持坍落度不损失或者少损失, 90分钟后要求混凝土尽快凝结、并尽快发展强度。
2 试验方案
根据离心混凝土45分钟内尽可能保持坍落度不损失或者少损失, 90分钟后要求混凝土尽快凝结、并尽快发展强度的要求, 设计实验方案如下:
⑴检索相关文献, 确定所需外加剂和其掺量范围如表1。
⑵配制离心混凝土专用复合萘系高效减水剂。砂浆外加剂掺量如表2, 净浆外加剂掺量如表3。
确定水泥净浆标准稠度用水量。称取萘系高效减水剂3.75g, 水泥500g, 适量的水, 搅拌均匀, 当试杆下沉深度为 (341) mm时的净浆为标准稠度净浆。
确定胶砂用水量。称取萘系高效减水剂3.375g, 水泥450g, 砂1350g, 适量的水, 搅拌均匀, 测其流动度, 按胶砂流动度在130~140mm来确定胶砂用水量。
按照表2加入不同配比的外加剂, 测量制好的胶砂流动度, 筛选试验数据。选取45min流动度损失小于基准45min流动度损失的配比测量凝结时间。将初凝时间在45~90min之间的配比制成标准试块, 测其抗折和抗压强度。
3 数据处理与分析
3.1 胶砂流动度
胶砂流动度损失如图1所示。
由图可知, 基准30min流动度损失为6.50%, 45min流动度损失为15.38%, 60min流动度损失为19.06%。
W组加入了萘系高效减水剂、磷酸钠、十二烷基苯磺酸钠、三乙醇胺。十二烷基苯磺酸钠的含量, 使引入混凝土中的空气易于形成微小气泡, 同时也防止了气泡兼并增大, 具有较好的保塌效果。三乙醇胺具有早强作用, 加快了钙矾石的生成, 提高了水化产物的水化速率。其中WG的45min的流动度损失百分比最大, 其WA与WE相比, 增大了十二烷基苯磺酸钠的含量, 流动度损失较小。
C组中加入了萘系、蔗糖、硫酸钠、三乙醇胺。蔗糖价格低廉, 具有较好的缓凝效果。硫酸钠和三乙醇胺都具有较好的早强效果, 硫酸钠加入水泥中后与氢氧化钙反应生成分散度极高的CaSO4.2H2O, 生成的硫酸钙可与水泥中的铝酸钙迅速反应生成钙矾石, 体积膨胀, 水泥石密实, 提高早期强度。CA和CD的45min流动度损失大于基准。CA和CB中均加入了硫酸钠和三乙醇胺, 但是CB中蔗糖的含量较大, 有缓凝效果, 45min的流动度损失小。
Y组中加入了多聚磷酸钠和硫酸钠, 多聚磷酸钠具有较强的缓凝作用, 三种外加剂复配, 45min流动度损失均小于基准, 初步认为符合设计要求。
L组中加入了萘系、木钙、柠檬酸、三乙醇胺。木钙属于引气减水剂, 也具有一定的缓凝作用, 柠檬酸水溶液呈弱碱性, 具有明显的缓凝作用。LB和LE的流动度损失百分比为负值, 其二者木钙与柠檬酸均加入量相对较大。LB中没有加入早强剂, 其60min流动度仍没有损失。
综上所述, 根据离心混凝土对流动度的要求, 初步认为45min流动度损失小于15.38%, 并且60min流动度损失小于19.06%的复合设计要求, 即编号为WE、CB、CC、CE、CG、YA、YB、LA、LC、LD、LE的外加剂配比满足要求, 依据选取的这11个外加剂配比, 做凝结时间试验继续验证, 选取较优配比。
3.2 净浆凝结时间
选取编号为WE、CB、CC、CE、CG、YA、YB、LA、LC、LD、LE的外加剂掺量配比做凝结时间试验, 所得初凝和终凝时间如表4。
由表4可知, 基准 (萘系3.75g) 的初凝时间为185min, 终凝时间为243min。WE的初凝时间过长, 可能由于磷酸钠加入量大而引起。CB、CC、CE迅速凝结, 初凝时间小于45min, 不满足设计要求。YA、YB凝结时间过长, 可能由于缓凝剂加入量过多引起。LA迅速凝结, 与LB、LC、LD、LE相比其三乙醇胺加入量大。LC、LD凝结时间过长, 可见木钙和柠檬酸缓凝效果都较强。
综上所述, 根据离心混凝土的设计要求, 初凝时间大于45min, 终凝时间小于90min的都满足设计要求, 即配比CG、LE满足设计要求。
3.3 胶砂试块强度
根据CG、LE的外加剂配比测的试块强度分析。如图2, 图3所示。
由图2和图3可看出, CG的强度高于LE, 同时CG和LE的抗折、抗压强度低于基准。
4 结语
⑴在砂浆中掺入外加剂可改善混凝土拌和物性能, 延长凝结时间和提高强度的作用。并且在适当范围内, 不同复配的外加剂对砂浆的作用效果不同。
⑵蔗糖、多聚磷酸钠和柠檬酸都能很好地延长水泥凝结时间, 减小流动度损失。柠檬酸对水泥的缓凝效果显著, 但对强度有负面影响。
⑶硫酸钠和三乙醇胺都具有较好的早强效果, 硫酸钠加入水泥中后与氢氧化钙反应生成分散度极高的CaSO4.2H2O, 生成的硫酸钙可与水泥中的铝酸钙迅速反应生成钙矾石, 体积膨胀, 水泥石密实, 提高早期强度使水泥凝结时间得到了缩短, 同时也增大了流动度损失。
⑷缓凝剂掺量与强度的关系并非线性, 一般存在一个临界掺量, 在该掺量以内, 对强度影响较小, 超过该掺量, 强度损失显著加大。采用复合缓凝技术、与减水剂复合, 缓凝剂改性是克服缓凝剂降低强度的有效措施。
⑸单一组分减水剂的性能已满足不了市场对产品性能多样性的要求, 一方面可以采用不同种类减水剂复配的方式, 另一方面必须开发研制复合型的多组分减水剂。根据产品在实际应用中的性能需求, 改变减水剂的分子结构, 聚合不同的官能团, 使其具备合适的性能。
⑹尽管国内外在混凝土外加剂研究、开发与应用方面进行过不少研究工作, 并取得了一定的成绩, 但因为研究工作不够系统、深入, 在混凝土外加剂作用机理、外加剂分子结构与性能关系等关键问题方面没有突破, 致使国内外在混凝土外加剂方面存在很多问题急需解决。
参考文献
[1]张伟, 候鹏宇.混凝土外加剂掺量试验.河南水利与南水北调, 2008年第5期
[2]尤启俊, 陆酉教, 仲以林.聚羧酸类高效减水剂应用中的问题浅析.商品混凝土, 2008年第1期
[3]林付亿, 郑远林.硫酸钠早强剂对预拌混凝土工作性和抗压强度的影响.四川建材, 2007年第5期
[4]张金喜, 郭明洋, 杨荣俊, 张莉.引气剂对硬化混凝土结构和性能的影响.武汉大学学报, 第30卷第5期
[5]张春林, 李彦昌, 杨荣俊.引气剂质量对混凝土性能的影响[J].市政技术, 2004, 22 (1) :53-54.
[6]苏宇.高效减水剂复配引气剂应对混凝土开裂的研究.广东建材, 2008年第3期
[7]何延熟.混凝土外加剂.陕西科学技术出版社, 2004.4
[8]伍洪标.无机非金属材料实验.北京:化学化工出版社, 2002.5
离心复合 篇4
关键词：Al-16Si-6Ti复合材料,初生Ti(AlSi)2,硬度,体积分数,离心铸造
Al-Si合金因其优良的铸造性、耐磨性及较低的热膨胀系数被用于制备发动机活塞、缸体等[1,2,3],研究制备铝合金缸套替代目前正在使用的铸铁(钢)缸套以实现全铝发动机的目标成为当前的热门课题。目前,制备铝合金缸套的方法主要有喷射成形法[4,5]及铝合金缸体内表面涂覆法[6,7],但这两种方法均存在工艺复杂、制备成本高的问题。翟彦博等[8]在Al-19Si合金中加入5%(质量分数)的Mg,采用离心铸造方法获得了初生Si,Mg2Si颗粒共同增强铝基体的梯度功能复合材料[9],比单一初生Si增强Al-19Si合金具有更好的耐磨性,有望用于制备铝合金缸套[10]。然而,这种材料的制备存在一个无法避免的难点,即合金中生成的初生Si,Mg2Si颗粒的密度较小,在离心场中将随着铸造夹渣、气孔等一起向离心力反方向偏移并聚集在铸件的同一侧,极大地影响了铸件的性能。为此,可以考虑在Al-Si合金中加入过量的Ti,以形成密度较大的初生相Ti(AlSi)3、Ti7Al5Si12或Ti(AlSi)undefined,从而实现两方面的意义:(1)使生成的TiAlSi相具有比基体更大的密度,从而在离心场中实现增强相与铸造夹渣、气孔的反向偏移,净化铸件组织,提高材料性能;(2)通过离心铸造方法获得具有高体积分数的初生TiAlSi颗粒增强Al基复合材料以制备高耐磨铝合金缸套。
目前,关于Al-Si-Ti材料的研究已有报道。Choi和Park[13]发现随着Si含量的增加,机械合金化Al-10Ti-xSi (x=0～6)(质量分数/%,下同)合金的蠕变性能逐渐增强。Saheb等[14]在Al-12Si合金中加入了高达4%的Ti,并研究了Ti加入量对快速冷却(rapid cooling)制备Al-Si-Ti合金耐磨性能的影响。Zeren和Karakulak[15]采用重力铸造方法制备了Al-13.1Si-xTi (x=0.1～10)合金,发现合金的硬度随着Ti含量的增加而增大。Gao等[16]采用重力铸造方法制备了Al-xSi-2Ti(3≤x≤60)合金,发现合金中的TiAlSi颗粒明显提高了材料的强度。
而采用离心铸造方法制备含有过量Ti的Al-Si-Ti三元合金复合材料的研究还鲜见报道。本实验在过共晶Al-16Si合金中加入6%的Ti,以某四缸发动机缸套尺寸为依据,采用离心铸造方法制备了Al-16Si-6Ti复合材料筒状零件,并研究在离心力作用下形成的铸件的组织与性能。本实验制备的具有高体积分数的初生TiAlSi相增强铸件外层的Al基复合材料,有望开发成铝合金发动机缸套零件。
1 实验
1.1 材料准备与铸件制备
实验以工业纯Al,纯Si,Al-10Ti中间合金为原料,在井式电阻炉中加热熔炼配制成Al-16Si-6Ti合金浆料。使用定制的浇包,在950℃下将熔体浇注到高速旋转的离心模具中,模具转速为3000r/min,模具温度保持在250～300℃。离心铸造获得高度176mm,外圆直径94mm,厚度10mm的筒状零件,如图1(a)所示。从铸件中部截取圆环,抛光后观察其截面宏观形貌,如图1(b)所示。可以看到,Al-16Si-6Ti复合材料铸件的截面在宏观上呈现三种不同的组织。其中,外层组织为含有初晶颗粒的增强层(reinforcement layer),中间层为不含颗粒的非增强层(un-reinforcement layer)。外层与中间层之间存在明显的宏观分界面(interface)。在靠近铸件内壁的区域,还形成了一层较薄的内层组织。
1.2 微观组织观察
采用光学显微镜(OM)分别对试样的外层、中间层及内层进行组织观察,并结合SEM, EDS对合金物相进行观察分析。实验中设定铸件外壁处为0.0mm,沿半径方向由外而内依次记为1.0mm,2.0mm,3.0mm……至内壁处为10.0mm。
1.3 硬度及耐磨性能测试
沿半径方向,对铸件外壁至内壁的不同位置进行硬度测试。硬度测试采用HR150型洛氏硬度计,选用ϕ1.588mm的钢球压头,载荷为100N,加载时间5s。
采用线切割加工方法沿铸件半径方向截取ϕ12mm,高度10mm的圆柱形耐磨试样,如图2(a)所示。在自制的旋转式摩擦试验机上进行干摩擦磨损实验。图2(b)所示为摩擦实验方法示意图,圆柱形耐磨试样在一定压力下垂直于旋转磨盘,与旋转磨盘产生滑动摩擦。磨痕距磨盘中心为60mm,实验所用的旋转磨盘上的对磨材料为含SiC颗粒的耐水砂纸,粒度400,每张砂纸使用一次。圆盘转速为500r/min,摩擦时间60s,外加载荷15N。分别对试样的外层,中间层及内层进行耐磨测试。采用螺旋测微器测量并计算实验前后试样的体积损失量。
2 结果与讨论
2.1 离心铸造Al-16Si-6Ti复合材料的微观组织分析
图3(a),(b)分别是Al-16Si-6Ti复合材料铸件外层和内层微观组织的扫描电镜(SEM)图片,表1,2分别是铸件外层和内层微观组织的EDS结果。据文献[11],Al-Si-Ti三元合金相图的富Al部分可能形成三种类型的金属间化合物,如表3所示。本研究结合各谱点的EDS结果进行计算,可以发现,图3(a)中的谱图1,2,3所在位置的金相组织均为Ti,Al,Si三元素,且各元素所占原子分数均与化学式Ti(AlSi)2或Ti(AlxSi1-x)2 (0.15≤x≤0.30)相吻合,因此可以推断,这种TiAlSi颗粒的化学式应为Ti(AlSi)2。在铸件内层,形成的颗粒为初生Si。
2.2 离心铸造Al-16Si-6Ti复合材料铸件的微观组织
图4(a),(b),(c)所示分别为Al-16Si-6Ti复合材料铸件外层、中间层及内层的微观组织。可以看到,铸件的外层偏聚了大量的Ti(AlSi)2颗粒,直径约为20～35μm;内层偏聚了少量的初生Si颗粒,直径约为15～25μm。并且可以发现,相对于内层中呈现块状形貌的初生Si,外层中的Ti(AlSi)2颗粒更加圆润,呈现圆球状。中间层没有颗粒,为铝合金基体。
对Al-16Si-6Ti铸件外层、中间层及内层的初生颗粒的体积分数进行了测定,结果如图5所示。可以看到,铸件在外层偏聚的Ti(AlSi)2颗粒体积分数达到32.5%,沿着半径方向由外而内,颗粒的体积分数逐渐减少,至中间层颗粒体积分数为0%,在靠近铸件内壁处的内层区域,偏聚的初晶Si颗粒体积分数为6%～8%。
2.3 离心铸造Al-16Si-6Ti复合材料铸件的硬度
图5所示是Al-16Si-6Ti复合材料铸件沿半径方向从外壁到内壁的硬度变化规律。从图5中可以看到,颗粒体积分数由外而内呈现先逐渐降低后略有上升的变化趋势,其相应位置的铸件的硬度也呈现同样的变化规律。在外层,铸件的硬度具有最大值HRB64,由外而内,其硬度逐渐降低,至中间层达最小值HRB23.5;在内层,铸件的硬度值为HRB25～HRB27。
由于外层偏聚了大量的初生Ti(AlSi)2颗粒,共同增强了该区域,导致了铸件外层整体硬度的大幅度提高;中间层为共晶组织,由于没有增强颗粒,硬度值最低;在铸件内层,主要集中了少量的初生Si颗粒,导致该处硬度相比中间层略有提高。可见,铸件外层中偏聚的大量Ti(AlSi)2对铝合金基体的增强作用非常明显。而在内层,少量的初生Si颗粒对基体组织在硬度方面的贡献并不大。
2.4 离心铸造Al-16Si-6Ti复合材料铸件的耐磨性能
图6为Al-16Si-6Ti复合材料铸件外层、中间层及内层组织分别在干摩擦磨损实验条件下的体积损失量。从图6中可以看到,在相同的摩擦条件下,铸件外层的体积损失量为11.07mm3,而中间基体层则达到了34.2mm3。铸件的外层的体积磨损量只有中间层的30%左右。相对于没有初生颗粒的中间层,外层中大量的初生Ti(AlSi)2颗粒是重要的耐磨支撑点,在摩擦过程中承担了主要的磨损并阻碍了磨损的进一步发生。而在内层,其体积磨损量为18.4mm3,这说明少量的初生Si也改善了材料的耐磨性。可见,Al-16Si-6Ti铸件的外层具有最好的耐磨性能,中间层铝基体层的耐磨性最差。初生Ti(AlSi)2颗粒对Al-16Si-6Ti复合材料基体的耐磨性能增强效果明显,铸件外层区域具有优良的耐磨性能,可以作为铝合金缸套的耐磨层,与发动机铝活塞相匹配,形成优良的摩擦副,为采用铝合金缸套代替现行的铸铁(钢)缸套提供了可能性。
2.5 离心铸造Al-16Si-6Ti复合材料组织的形成机制分析
在离心场中,Al-16Si-6Ti复合材料中的初生颗粒主要受离心力Fc、向心浮力Ff及铝液的黏滞阻力Fv的共同作用(重力忽略不计)。对颗粒进行受力分析,则有[17]:
undefined
式中:ms为颗粒质量;Ds为颗粒直径;ρs,ρm分别为颗粒、熔体的密度,G为重力系数(G=ω2R/g,R为离心半径);η为熔体黏度;g为重力加速度;d2x/dt2,dx/dt分别为颗粒离心方向上的加速度与速度。令d2x/dt2=0,将ω=2πN(N为离心转速,r/s)代入式(1)中,则得颗粒的运动速度:
undefined
由式(2),当ρs>ρm时,则颗粒沿离心力方向运动;当ρs<ρm时,则颗粒沿离心力方向的反方向运动。本工作中,初生Ti(AlSi)2具有最大的密度,经估算约为3.1g/cm3,而初生Si颗粒与Al熔体的密度分别为ρSi=2.33g/cm3,ρm=2.6g/cm3,则在离心场中,熔体中的初生Ti(AlSi)2颗粒将沿离心力方向,即向铸件外层运动;而初生Si颗粒则向铸件内层运动。据式(2),可以得到初晶Ti(AlSi)2与初晶Si颗粒的运动速度之比:
undefined
式中:DTiAlSi=30μm;DSi=20μm。可见,在离心场中初生Ti(AlSi)2颗粒的偏移速率是初生Si的4.2倍。
在Al-16Si-6Ti合金中,随着熔体温度逐渐降低,熔体自生析出初生颗粒。当熔体浇注到铸型以后,在离心力的作用下,首先自熔体中析出的密度较大的初生Ti(AlSi)2颗粒开始向外壁运动,而稍晚析出的密度较小的初生Si颗粒开始向内壁运动。值得注意的是,虽然初生Ti(AlSi)2与Si颗粒在离心场中具有相反的运动方向,但由于初生颗粒初生Ti(AlSi)2析出时间较早[18,19,20],且在离心场中的运动速度更快,在很短的时间内便偏聚到铸件外层,因此与稍晚析出初晶Si发生颗粒碰撞或粘连的几率较小,这与文献[8]中提到的初晶Mg2Si与初晶Si颗粒之间的碰撞、粘连以及推移作用有所不同。初晶Ti(AlSi)2与Si颗粒分别独自向铸件的两侧偏聚,进而形成不含任何颗粒的中间层区域。最终,铸件的外层中主要为初生Ti(AlSi)2颗粒,而内层则主要为初生Si颗粒(见图4)。总之,初生Ti(AlSi)2的离心运动与初生Si的向心运动形成了具有三层组织的Al-16Si-6Ti复合材料。
3 结论
(1)采用热模离心铸造工艺成功制备了Al-16Si-6Ti复合材料筒状铸件。在离心力作用下,铸件外层偏聚了大量的Ti(AlSi)2颗粒,内层积聚了少量初晶Si颗粒,中间层为无颗粒的铝合金基体。
(2)从外壁到内壁,Al-16Si-6Ti铸件的硬度先逐渐降低后小幅升高,与铸件内形成的初生颗粒体积分数的变化趋势相吻合。铸件在外层中的初生颗粒体积分数最大可达32.5%;在内层,颗粒体积分数为6%～8%。铸件外层具有最高硬度达HRB65,中间层的硬度最低为HRB23.5。
(3)在干摩擦磨损条件下,Al-16Si-6Ti复合材料铸件的外层颗粒层具有优良的耐磨性能,为制备Al-Si-Ti复合材料汽缸套提供了可能性。