新型高鋁青銅合金Cu-12Al-X在高溫下的摩擦磨損行為

戴安倫，嚴(yán)高闖3，朱治愿，朱 凱，陳 惠，牛文明

(1.江蘇科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，鎮(zhèn)江 212003；2.江蘇科技大學(xué) 江蘇省先進(jìn)焊接技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，鎮(zhèn)江212003；3.南京航天晨光股份有限公司，南京 211100)

在高品質(zhì)帶材的生產(chǎn)過(guò)程中，要求獲得的成品表面光滑，這就要求精密軋輥材料具有高的強(qiáng)度，高的耐磨性和合適的硬度等；常用的軋輥材料主要包括一些合金鑄鐵、冷熱作模具合金鋼(GCr15SiMn、Cr12MoV、H13)等，而這些模具材料與帶鋼之間有較大的互溶性，在軋制過(guò)程中容易粘著并劃傷產(chǎn)品，縮短軋輥的使用壽命。鋁青銅合金作為一種綜合性能優(yōu)異的工程材料，具有強(qiáng)度高、剛性穩(wěn)定、導(dǎo)熱系數(shù)高、耐磨耐蝕性能良好等一系列優(yōu)點(diǎn)，且與鐵基材料之間不存在互溶性，可以作為軋輥材料應(yīng)用于高品質(zhì)帶材的生產(chǎn)中[1-4]。目前，國(guó)內(nèi)的眾多學(xué)者對(duì)鋁青銅合金的研究主要集中在應(yīng)用于不銹鋼拉伸模具方向的高鋁青銅合金，其Al含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))在14%及以上的，且對(duì)該種合金的耐磨性能試驗(yàn)也僅僅考慮在室溫環(huán)境下進(jìn)行[5-10]，而對(duì)Al含量在11%～13%的鋁青銅合金及其在高溫下的耐磨性研究涉足較少[11-13]，而通常帶材軋制過(guò)程是在高溫環(huán)境中完成。為此，本課題組制備了一種新型高鋁青銅合金，嘗試以Cu-12Al為基合金，通過(guò)添加適量的Fe、Ni、Mn等元素，經(jīng)非真空熔煉、澆注，以獲得具有高強(qiáng)度、高硬度、高耐磨性及良好的塑韌性的合金，并且討論了溫度對(duì)該合金摩擦磨損性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)的多元鋁青銅合金所用的銅為1號(hào)電解銅，其它元素都是以純金屬的方式加入，合金的成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)：12～13Al、5～6 Fe、6～7 Ni、1.2～1.5 Mn，余量為Cu。在無(wú)保護(hù)氣、常壓下，采用中頻爐共裝法一次熔煉，加料的順序?yàn)橄葘X錠加入坩堝中，鋁錠熔化后加入純鐵，經(jīng)攪拌全部熔化后再升溫加1號(hào)電解銅、Ni、Mn等元素，試驗(yàn)鋁青銅合金熔煉時(shí)用六氯乙烷進(jìn)行化學(xué)除氣、用玻璃和石灰石的混合物作為覆蓋劑，靜置、扒渣，然后加入稀土元素精煉、終脫氧，最后澆注砂型試樣，空氣中冷卻。

1.2 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)的鋁青銅合金在額定溫度為1 200℃、誤差＜20℃的SX2-10-12箱式電阻爐中進(jìn)行熱處理。采用HRS-150洛氏硬度儀測(cè)定洛氏硬度，將力學(xué)性能試樣按照 GBT228—2002《金屬拉伸試驗(yàn)試樣》的要求加工成棒狀試樣，采用CMT5305微機(jī)控制電子萬(wàn)能實(shí)驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，摩擦磨損試驗(yàn)在UMT-2摩擦磨損試驗(yàn)儀上進(jìn)行，待磨試樣為方形(20 mm×20 mm×3.5 mm)與直徑為9.38 mm的Al2O3球?qū)δ?，在室溫及高溫環(huán)境下，在載荷為3 N，轉(zhuǎn)速為50 r/min下進(jìn)行摩擦磨損試驗(yàn)，摩擦圓周半徑為4 mm，摩擦?xí)r間為30 min。金相試樣經(jīng)粗磨、細(xì)磨、拋光后用FeCl3溶液進(jìn)行腐蝕，用JSM-6480掃描電鏡觀察合金組織及磨痕形貌，用X射線衍射儀定性分析試驗(yàn)合金的相組成，并用能譜分析儀EDS對(duì)各種形態(tài)的相進(jìn)行定量或半定量的分析。

2 結(jié)果與討論

2.1 試驗(yàn)合金的組織

試驗(yàn)合金的顯微組織如圖1所示，圖1(a)～(c)所示的分別為ZCuAl10Fe3、Cu-12Al-X/CA、Cu-12Al-X/HT的顯微組織，其中CA及HT分別表示鑄態(tài)及熱處理態(tài)(950℃，2 h，固溶)+(550℃，4 h，時(shí)效)。由圖1(a)和(b)可以看出，合金中存在枝晶偏析，經(jīng)過(guò)XRD衍射，發(fā)現(xiàn)Cu-12Al-X/CA合金主要由α、β′、γ2和k相組成(見(jiàn)圖2(a))，其中圖1(b)中黑色細(xì)小顆粒狀組織(4部分)為k相金屬間化合物，亮黑色條紋區(qū)域(3部分)為(α+γ2)共析體，灰色區(qū)域(1 部分)為α+β′相，黑色的點(diǎn)狀、桿狀相周圍的白色相(2部分)為γ2相。經(jīng)過(guò)(950℃，2 h，固溶)+(550℃，4 h，時(shí)效)處理的Cu-12Al-X合金的顯微組織如圖1(c)所示，主要由α、β′、γ2和k相組成組成(見(jiàn)圖2(b))，相對(duì)于圖1(b)可以看出，固溶時(shí)效處理對(duì)Cu-12Al-X合金的顯微組織有明顯的影響，彌散分布的k相金屬間化合物及γ2相顯著細(xì)化，且明顯增多。

圖1 試驗(yàn)合金的顯微組織Fig.1 Microstructure of tested alloys: (a) ZCuAl10Fe3;(b) Cu-12Al-X/CA; (c) Cu-12Al-X/HT

圖2 試驗(yàn)合金的XRD譜Fig.2 XRD patterns of tested alloys: (a) Cu-12Al-X/CA;(b) Cu-12Al-X/HT

2.2 試驗(yàn)合金的力學(xué)性能

試驗(yàn)合金ZCuAl10Fe3、Cu-12Al-X/CA、Cu-12Al-X/HT的力學(xué)性能如表1所列，可以看出，Cu-12Al-X/CA的抗拉強(qiáng)度及HRC硬度明顯優(yōu)于ZCuAl10Fe3的，伸長(zhǎng)率與之相比則較低，而Cu-12Al-X合金經(jīng)過(guò)固溶時(shí)效處理后，抗拉強(qiáng)度及硬度值均大幅度提升，伸長(zhǎng)率有所下降。這是因?yàn)椋阂环矫妫珻u-12Al-X合金相對(duì)于ZCuAl10Fe3合金相比，Al及其他合金元素含量有明顯的提高，這導(dǎo)致合金組織中的β′、γ2和k相含量增加，而α相的含量則相對(duì)降低，而β′、γ2和k相的顯微硬度顯著高于α相，使得Cu-12Al-X/CA的抗拉強(qiáng)度及HRC硬度高于ZCuAl10Fe3的，而α相的含量降低，導(dǎo)致Cu-12Al-X/CA合金的脆性增加，伸長(zhǎng)率低于ZCuAl10Fe3的；另一方面，固溶處理使得合金元素充分溶入到β′相中形成過(guò)飽和固溶體，隨后進(jìn)行的時(shí)效則是過(guò)飽和固溶體β′相脫溶過(guò)程，形成大量的γ2及k相，彌散的分布于基體中，使Cu-12Al-X/HT相對(duì)于Cu-12Al-X/CA合金的強(qiáng)度、硬度、塑性均得到一定程度的升高[14]。

圖3所示為試驗(yàn)合金 ZCuAl10Fe3、Cu-12Al-X/CA、Cu-12Al-X/HT的拉伸斷口微觀形貌。從圖3可以看出，ZCuAl10Fe3合金的微觀形貌呈現(xiàn)河流花樣、舌狀花樣且存在較多數(shù)量的韌窩，韌窩周圍還存在較多的撕裂棱，可以推斷該種斷裂機(jī)理為典型的準(zhǔn)解理斷裂；而Cu-12Al-X/CA合金的拉伸斷口形貌相對(duì)于ZCuAl10Fe3合金的來(lái)看，宏觀上無(wú)頸縮現(xiàn)象，韌窩數(shù)量明顯減少，且微觀形貌上的河流花樣、舌狀花樣由于韌窩數(shù)量的減少而顯示出密度增大的趨勢(shì)，Cu-12Al-X/HT合金的拉伸斷口呈現(xiàn)出階梯狀的形貌，有一定數(shù)量的韌窩，可知，Cu-12Al-X/CA及Cu-12Al-X/HT合金的斷裂機(jī)制是相同的，為準(zhǔn)解理斷裂。

表1 試驗(yàn)多元鋁青銅的力學(xué)性能Table1 Mechanical properties of multi-aluminum bronze

圖3 試驗(yàn)合金的拉伸斷口形貌Fig.3 Fracture morphologies of tested alloys: (a) ZCuAl10Fe3;(b) Cu-12Al-X/CA; (c) Cu-12Al-X/HT

2.3 試驗(yàn)合金的摩擦磨損行為

2.3.1 試驗(yàn)合金在常溫下的摩擦磨損行為

試驗(yàn)合金 ZCuAl10Fe3、Cu-12Al-X/CA、Cu-12Al-X/HT的摩擦參數(shù)如下：載荷為3 N，轉(zhuǎn)速為50 r/min，溫度為20℃，摩擦半徑為4 mm，磨損時(shí)間為30 min。磨損量及平均摩擦因數(shù)值如表2所示，摩擦因數(shù)曲線如圖4所示；由表2中數(shù)據(jù)可以得出，ZCuAl10Fe3、Cu-12Al-X/CA、Cu-12Al-X/HT合金的磨損量是依次遞減的，3種合金的平均摩擦因數(shù)數(shù)值的由大到小依次為Cu-12Al-X/CA、Cu-12Al-X/HT、ZCuAl10Fe3依次遞減。這是因?yàn)樵囼?yàn)合金的摩擦磨損特性與其組織有直接的關(guān)系[1]，組織中的α相保持著材料的韌性，使其在摩擦過(guò)程中可以減少微裂紋的產(chǎn)生，β′、γ2和k相主要起著提高材料硬度的作用，在摩擦過(guò)程中起著減磨及支撐的作用，兩種作用的有機(jī)結(jié)合可以大大提高合金的耐磨性能；就上面3種合金的磨損量而言，由于Cu-12Al-X/CA合金組織中的β′、γ2和k相的含量要比ZCuAl10Fe3合金組織中的多，所以 Cu-12Al-X/CA合金減磨作用強(qiáng)，而經(jīng)過(guò)固溶時(shí)效處理(950℃，2 h，固溶)+(550℃，4 h，時(shí)效)后，β′、γ2和k相硬質(zhì)相均勻地分布在軟基α相上，保證合金同時(shí)具有較好的強(qiáng)度及韌性，這就說(shuō)明Cu-12Al-X/HT合金相對(duì)于Cu-12Al-X/CA合金而言，在保證強(qiáng)度、硬度不降低的情況下，提高了韌性，所以磨損量進(jìn)一步降低；另一方面，就摩擦因數(shù)而言，由于ZCuAl10Fe3合金組織中α相含量相對(duì)較多，而α相在合金組織中的作用是保持材料的韌性，在摩擦磨損過(guò)程中，則合金磨損表面產(chǎn)生塑性變形所需要的剪切力相對(duì)于Cu-12Al-X/CA合金而言要小，這就導(dǎo)致ZCuAl10Fe3合金的平均摩擦因數(shù)(COF)低于Cu-12Al-X/CA合金的，而經(jīng)過(guò)固溶時(shí)效處理以后，能夠保證合金強(qiáng)度、硬度不降低的情況下，韌性提高，這也就使得Cu-12Al-X/HT合金的磨損量及平均摩擦因數(shù)都比Cu-12Al-X/CA合金的低[15]。

圖4 試驗(yàn)合金的摩擦因數(shù)曲線Fig.4 Friction coefficient of tested alloys

表2 試驗(yàn)合金的磨損量和平均摩擦因數(shù)Table2 Wear loss and average COF of tested alloys

試驗(yàn)合金 ZCuAl10Fe3、Cu-12Al-X/CA、Cu-12Al-X/HT的磨損形貌如圖5所示，3種合金磨損表面均有犁溝出現(xiàn)，說(shuō)明磨損機(jī)制以磨粒磨損為主，并兼有一定的粘著磨損，對(duì)比圖5(a)、(c)、(e)發(fā)現(xiàn)，ZCuAl10Fe3合金表面磨損產(chǎn)生的犁溝最深，Cu-12Al-X/HT合金的最淺，結(jié)合上文的磨損量及摩擦因數(shù)，試驗(yàn)合金 ZCuAl10Fe3、Cu-12Al-X/CA、Cu-12Al-X/HT的耐磨性是依次增強(qiáng)的，為了進(jìn)一步研究磨損形貌及機(jī)理，對(duì)圖5(d)箭頭所指區(qū)域進(jìn)行EDS能譜分析(見(jiàn)表3)，結(jié)果顯示：該區(qū)域Fe、Ni元素顯示富集，可知磨痕表面存在k相金屬間化合物，Cu、Al元素的摩爾分?jǐn)?shù)比接近9:4，為γ2相，還發(fā)現(xiàn)存在一定量的O元素。這說(shuō)明Al2O3球與合金試樣在往復(fù)摩擦接觸過(guò)程中，把軟相α相擠向運(yùn)行軌跡的兩邊形成犁溝，其宏觀形貌如圖5(a)、(c)、(e)所示。同時(shí)，Al2O3球與k、γ2相硬質(zhì)點(diǎn)進(jìn)行點(diǎn)接觸，摩擦使得這些硬質(zhì)點(diǎn)周圍產(chǎn)生微裂紋進(jìn)而造成小塊硬質(zhì)點(diǎn)脫落。隨著摩擦的進(jìn)行，磨痕表面溫度升高，Al、Fe、Ni等活性元素在空氣介質(zhì)的作用下發(fā)生氧化反應(yīng)并產(chǎn)生粘著，形成如圖5(b)、(d)、(f)所示的斑駁形貌。

表3 Cu-12Al-X/CA合金的磨損表面的EDS分析Table3 EDS analysis to wear surfaces of Cu-12Al-X/CA alloy

2.3.2 試驗(yàn)合金在高溫下的摩擦磨損行為

圖5 試驗(yàn)合金的摩擦磨損形貌Fig.5 SEM images of tested alloys after friction tests: (a), (b) ZCuAl10Fe3; (c), (d) Cu-12Al-X/CA; (e), (f) Cu-12Al-X/HT

表4 高溫下試驗(yàn)合金的磨損量和平均摩擦因數(shù)Table4 Wear loss and average COF of tested alloys at high temperature

試驗(yàn)合金Cu-12Al-X/CA、Cu-12Al-X/HT在摩擦參數(shù)分別為：載荷為3 N，轉(zhuǎn)速為50 r/min，溫度為100 和300℃，摩擦半徑為4 mm，磨損時(shí)間為30 min。所得磨損量及平均摩擦因數(shù)如表4所列，摩擦因數(shù)曲線如圖6所示。從表4可以看出，Cu-12Al-X/CA、Cu-12Al-X/HT兩種試驗(yàn)合金在100℃下的磨損量相對(duì)于常溫下而言都比較小且相差不大，在300℃下的磨損量為負(fù)數(shù)，說(shuō)明磨損過(guò)程中產(chǎn)生了嚴(yán)重的粘著、氧化。從圖6可以看出，溫度升高使得試驗(yàn)合金的摩擦因數(shù)產(chǎn)生較大波動(dòng)，摩擦磨損過(guò)程不穩(wěn)定，分布在軟基α相上的γ2和k相硬質(zhì)點(diǎn)不能起到支撐作用，當(dāng)磨球在軟化的α相基體中接觸到硬質(zhì)點(diǎn)時(shí)，摩擦劇烈波動(dòng)，使得摩擦因數(shù)上下浮動(dòng)。由表4可知，同一溫度下，Cu-12Al-X/HT合金的平均摩擦因數(shù)低于Cu-12Al-X/CA合金的；同一狀態(tài)下的合金，其平均摩擦因數(shù)隨著溫度的升高(20、100和300℃)呈現(xiàn)先下降后上升的趨勢(shì)(見(jiàn)表2)，這可能與摩擦過(guò)程中磨痕表面形成的氧化物起到固體潤(rùn)滑作用有關(guān)[16-17]。

試驗(yàn)合金Cu-12Al-X/CA、Cu-12Al-X/HT在高溫下的磨損形貌如圖7所示。由圖7(a)和(d)看出，磨痕表面無(wú)明顯的犁溝出現(xiàn)，從其放大圖(見(jiàn)圖7(c)和(f))可以看出，由于溫度的升高，磨痕表面產(chǎn)生了嚴(yán)重的粘著磨損。由此可知，在300℃情況下，兩種合金的磨損機(jī)制主要為粘著磨損；由圖7(b)和(e)可以看出，在100℃情況下，Cu-12Al-X/CA磨痕表面可以看出有明顯的斑駁形貌，磨損機(jī)制為磨粒磨損加上粘著磨損；而Cu-12Al-X/HT的磨痕表面有嚴(yán)重的粘著形貌，磨損機(jī)制為粘著磨損。這是因?yàn)樵?00℃情況下，Cu-12Al-X/CA合金組織中初生的γ2相及k相尺寸較大，支撐作用強(qiáng)，大大地降低了其粘著磨損的趨勢(shì)，可有效抵抗溫度對(duì)耐磨性的影響[1,14]；而經(jīng)過(guò)固溶時(shí)效處理以后即Cu-12Al-X/HT組織中k相金屬間化合物及γ2相顯著細(xì)化，在高溫的作用下起不到支撐作用[1,14]；隨著溫度進(jìn)一步升高到300℃，不管是Cu-12Al-X/CA還是Cu-12Al-X/HT合金，其組織中的γ2相及k相的支撐作用相對(duì)于溫度的影響都已經(jīng)變的微乎其微，磨損機(jī)制變?yōu)檎持p。

從圖7中還可以看出，試驗(yàn)合金在高溫下進(jìn)行摩擦磨損，在磨損表面粘著了兩種形態(tài)的磨屑，一種是尺寸較小的呈現(xiàn)出不規(guī)則形狀的顆粒(見(jiàn)圖7(b))，另一種是沿著摩擦方向形成的大面積的長(zhǎng)條形物質(zhì)(見(jiàn)圖7 (c)、(e)、(f))；為了進(jìn)一步研究在高溫下試驗(yàn)合金磨痕表面粘著的磨屑，對(duì)圖7(b)、(c)、(e)、(f)箭頭所指區(qū)域A、B、C、D進(jìn)行EDS能譜分析，結(jié)果如表5所列。從表4可以看出，在高溫摩擦磨損過(guò)程中，磨損表面在溫度的作用下會(huì)產(chǎn)生氧化作用，且對(duì)同一狀態(tài)的合金而言，隨著溫度的升高，氧化程度會(huì)加劇[18]。分析認(rèn)為：表面的粘著物一部分來(lái)源于試驗(yàn)合金中活性元素磨損氧化生成的氧化物；另一部分來(lái)源于k、γ2硬質(zhì)相在摩擦過(guò)程中脫落的磨屑，在溫度的作用下粘著在磨痕表面。

圖6 試驗(yàn)合金的摩擦因數(shù)曲線Fig.6 Friction coefficient of tested alloys: (a) Cu-12Al-X/CA; (b) Cu-12Al-X/HT

圖7 試驗(yàn)合金的摩擦磨損形貌Fig.7 SEM images of tested alloys after friction tests: (a), (c)Cu-12Al-X/CA, 300℃; (b)Cu-12Al-X/CA, 100℃;(d), (f) Cu-12Al-X/HT, 300℃; (e) Cu-12Al-X/HT, 100℃

表5 試驗(yàn)合金磨損表面的EDS分析Table5 EDS analyses of wear surface of tested alloy

3 結(jié)論

1) 所研究的ZCuAl10Fe3、Cu-12Al-X/CA合金鑄態(tài)下的組織為α、β′、γ2及k相，經(jīng)過(guò)固溶時(shí)效處理以后，Cu-12Al-X/HT合金的組織主要由β′、γ2及k相組成，綜合力學(xué)性能優(yōu)良。

2) 常溫下，ZCuAl10Fe3、Cu-12Al-X/CA、Cu-12Al-X/HT的耐磨性是依次增強(qiáng)的，磨損機(jī)制主要是磨粒磨損。

3) 高溫下，Cu-12Al-X/CA、Cu-12Al-X/HT的磨損機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)橐哉持p為主，且隨著溫度的升高，磨痕表面的氧化程度加劇。

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