Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti軸承合金微觀組織與力學(xué)性能

樊振中，熊艷才，陸 政，孫 剛，王勝?gòu)?qiáng)

(1 北京航空材料研究院，北京 100095；2 北京市先進(jìn)鋁合金材料及應(yīng)用工程技術(shù)研究中心，北京 100095)

Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti軸承合金微觀組織與力學(xué)性能

樊振中1,2，熊艷才1,2，陸 政1,2，孫 剛1,2，王勝?gòu)?qiáng)1,2

(1 北京航空材料研究院，北京 100095；2 北京市先進(jìn)鋁合金材料及應(yīng)用工程技術(shù)研究中心，北京 100095)

采用掃描電鏡、能譜分析、金相顯微鏡與WDW-100KN萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)研究Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti軸承合金的微觀組織與力學(xué)性能，結(jié)合盤-銷式摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)考察合金不同組織狀態(tài)的潤(rùn)滑性能。結(jié)果表明：Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金凝固收縮率為1.13%，鑄態(tài)抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率與布氏硬度分別為191，147MPa，15.6%與34.6HBS，隨著低溫時(shí)效與退火熱處理過程的進(jìn)行，抗拉強(qiáng)度略有上升，屈服強(qiáng)度保持不變，伸長(zhǎng)率與布氏硬度均呈現(xiàn)出先上升后下降的變化趨勢(shì)；沿晶界分布的共晶Sn相形貌受界面張力作用逐步由板片狀與骨骼狀轉(zhuǎn)變?yōu)閷悠瑺钆c短棒狀，部分吸熱脫溶析出在晶界處形成空腔結(jié)構(gòu)，初生α-Al基體平均晶粒尺寸為182μm。與鑄態(tài)和340℃退火6h相比，經(jīng)175℃時(shí)效10h后，摩擦因數(shù)降低了28.6%與78.6%，體積磨損量減少了157.1%與471.4%，斷口形貌以沿晶斷裂與韌窩斷裂為主。

軸承合金；微觀組織；力學(xué)性能；摩擦磨損

軸承合金材料是用來(lái)制造軸瓦、軸套等零件的材料，主要用于支撐軸或軸上的回轉(zhuǎn)構(gòu)件使其正常工作和轉(zhuǎn)動(dòng)，是國(guó)防軍工行業(yè)中的重要構(gòu)件[1-4]。隨著現(xiàn)代軌道交通行業(yè)機(jī)組向高速、大型化方向發(fā)展，對(duì)軸承合金的承載能力、潤(rùn)滑性能與可靠性等提出了更高的要求，傳統(tǒng)的軸承合金高溫承載能力較差，隨著摩擦磨損服役環(huán)境溫度升高，易出現(xiàn)嚴(yán)重的黏著磨損引發(fā)燒瓦[5-7]。銅基軸承合金的承載能力與疲勞性能較佳，但其表面順應(yīng)性、嵌藏性與潤(rùn)滑性能較差，易損傷軸承，使用時(shí)須在表面增設(shè)鉛錫二元或三元合金鍍層，制造成本隨之上升[8-11]。鋁基軸承合金是近年發(fā)展起來(lái)的一種優(yōu)良減摩材料，具有質(zhì)輕、比強(qiáng)度高、抗疲勞性能好、導(dǎo)熱性好及優(yōu)異的耐蝕性能、耐摩擦磨損性能，在軌道交通行業(yè)、航空航天、機(jī)械制造等領(lǐng)域應(yīng)用十分廣泛[12,13]。

鋁基軸承合金主要包括鋁錫系、鋁鉛系、鋁硅系與鋁鋅系，綜合材料結(jié)構(gòu)減重、制造成本與合金性能考慮，鋁錫系軸承合金的應(yīng)用最為廣泛[14]。添加Ni元素可有效地提高合金熱穩(wěn)定性能與強(qiáng)度，Cu元素的加入不僅減小了Al-Sn共晶網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的尺寸，同時(shí)固溶過程析出Al2Cu相的彌散強(qiáng)化效果，使得合金強(qiáng)度與疲勞性能得以提高；Si元素添加后硅相顆粒的“拋光機(jī)制”，改善了合金的承載能力與熱膨脹系數(shù)；Mg元素可細(xì)化Sn相，抑制硅相顆粒與Al-Sn離異共晶組織的長(zhǎng)大；Fe元素可細(xì)化晶粒組織并提高合金的熱穩(wěn)定性能，Al-Sn-Ni-Cu系軸承合金在國(guó)外得到了廣泛的研究與工業(yè)應(yīng)用[15,16]。國(guó)內(nèi)學(xué)者研究了碳納米管、氧化鋁陶瓷顆粒與SiC等摻雜復(fù)合軸承合金的制備與摩擦性能。結(jié)果表明，復(fù)合軸承合金具有較為優(yōu)異的耐高溫摩擦性能，但制備成本較高，難以廣泛推廣使用[6,7,11]。曾剛等[12]、Kamal等[13]與Lu等[16]研究了Mg，Si等添加元素對(duì)Al-Sn軸承合金微觀組織的影響，但對(duì)Al-Sn合金摩擦性能開展的研究較少。目前國(guó)內(nèi)軸承合金仍以Al-Pb系為主，Pb是重金屬元素，對(duì)環(huán)境具有毒副作用，且力學(xué)性能、耐蝕性能與抗摩擦磨損性能較差，而國(guó)內(nèi)針對(duì)Al-Sn-Ni-Cu系軸承合金開展的相關(guān)研究較少。

本工作利用砂型鑄造方法制備了Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti軸承合金構(gòu)件，研究了鑄態(tài)、退火態(tài)與時(shí)效態(tài)下軸承合金的微觀組織與力學(xué)性能，同時(shí)采用盤-銷式摩擦副考察了不同狀態(tài)下Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti軸承合金的摩擦磨損性能。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)材料為Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金，其化學(xué)成分見表1。合金熔煉采用300kg電阻熔化爐，首先加入高純Al錠，加熱至800℃加入純Cu鑄錠、Al-10Ni與Al-4Fe中間合金；降溫至740～750℃加入Al-5Ti-B中間合金，采用C2Cl6與TiO2精煉除氣15min，之后降溫加入純Sn鑄錠，靜置12min后進(jìn)行支臂構(gòu)件樹脂砂鑄型的澆注，如圖1所示。

表1 Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

圖1 支臂構(gòu)件澆注系統(tǒng)設(shè)計(jì)示意圖 (a)俯視圖；(b)正視圖Fig.1 Gating system design schematic diagrams of arm casting (a)top view;(b)front view

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti軸承合金摩擦磨損性能測(cè)試在MPX-2000型摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)上完成。摩擦工況為盤-銷式，盤式摩擦副直徑為65mm，厚度為3mm，銷式摩擦副尺寸為22mm×18mm×14mm，摩擦副轉(zhuǎn)速為1000r/min，施加載荷為400N，摩擦副工作時(shí)間為30min，潤(rùn)滑介質(zhì)選用46#工業(yè)齒輪油。采用精度為0.01mg的光電天平稱量摩擦副磨損前后質(zhì)量，其差值即為質(zhì)量磨損量，進(jìn)而計(jì)算摩擦副體積磨損量，每對(duì)盤-銷摩擦副測(cè)量3次并取其平均值。支臂構(gòu)件重力充型過程采用PROCAST軟件進(jìn)行FEM仿真計(jì)算，支臂構(gòu)件網(wǎng)格剖分尺寸為4.5mm，網(wǎng)格剖分?jǐn)?shù)量為527436；樹脂砂鑄型網(wǎng)格剖分尺寸為10mm，網(wǎng)格剖分?jǐn)?shù)量為368468；鑄件/鑄型界面選擇剛性接觸，鑄件/鑄型界面換熱系數(shù)設(shè)置為500W/(m2·K)，重力充型速率設(shè)置為-1cm·s-1， 圖2所示為支臂構(gòu)件與樹脂砂鑄型的網(wǎng)格剖分示意圖。

圖2 FEM網(wǎng)格剖分示意圖 (a)樹脂砂鑄型；(b)支臂構(gòu)件Fig.2 Schematic diagrams of FEM meshing (a)resin sand mold；(b)arm casting

1.3 測(cè)試與表征

Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金的退火與時(shí)效熱處理在SLH101型數(shù)顯電熱鼓風(fēng)干燥箱時(shí)效爐內(nèi)完成，力學(xué)性能測(cè)試在WDW-100KN試驗(yàn)機(jī)上完成，夾頭移動(dòng)速率為2mm/min；布氏硬度測(cè)試由S150001數(shù)顯布氏硬度測(cè)試儀完成，加載載荷為10N，加載時(shí)間為15s。合金微觀組織OM測(cè)試由AX10ZIESS光學(xué)顯微鏡完成，金相腐蝕劑選用低濃度混合酸，體積比為HF∶HCl∶HNO3∶H2O=2∶3∶5∶195，晶間腐蝕劑為1L H2O，57g NaCl，10mL H2O2。合金材料氫含量測(cè)試由KZCH-2型自動(dòng)測(cè)氫儀完成，拉伸試樣的斷口形貌利用FEI-Quanta 600掃描電子顯微鏡分析，使用IN-CAx-sight 6247能譜分析儀對(duì)拉伸斷口進(jìn)行面元素含量標(biāo)定。表2所示為Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金不同退火與時(shí)效熱處理制度的工藝參數(shù)。

表2 Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金退火與時(shí)效熱處理工藝參數(shù)

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 合金收縮率

合金收縮率直接關(guān)系到合金批量化生產(chǎn)時(shí)工裝模具的設(shè)計(jì)制造，合金的組織致密性直接影響收縮率的測(cè)試。本工作以支臂構(gòu)件為研究對(duì)象，采用FEM方法對(duì)支臂構(gòu)件凝固冷卻過程固相分布進(jìn)行了仿真分析，結(jié)果見圖3。充型凝固至21.9s時(shí)，凝固形核結(jié)晶起始于鑄件尖端區(qū)域，隨著鑄件/鑄型界面熱量傳輸與交換過程的持續(xù)進(jìn)行，支臂構(gòu)件自下而上依序凝固；當(dāng)凝固至311.5s時(shí)，平板區(qū)域已凝固約70%，見圖3(c)。隨著凝固冷卻過程的持續(xù)進(jìn)行，平板區(qū)域由邊緣向心部逐步凝固，當(dāng)凝固至551.2s時(shí)，凝固已基本完畢，見圖3(e)。由圖3仿真計(jì)算結(jié)果可知：支臂構(gòu)件實(shí)現(xiàn)了自下而上與自邊緣向心部的順序凝固。本實(shí)驗(yàn)同時(shí)測(cè)試了Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金熔體C2Cl6精煉前后、氬氣旋轉(zhuǎn)噴吹與靜置處理前后合金熔體內(nèi)部的氫氣含量，如圖4所示。C2Cl6精煉前后合金熔體內(nèi)部氫氣含量分別為0.28×10-6與0.26×10-6；采用氬氣旋轉(zhuǎn)噴吹前期，熔體表層氧化膜在旋轉(zhuǎn)作用下破碎剝離，大量氫氣擴(kuò)散至熔體內(nèi)部，之后隨著氬氣旋轉(zhuǎn)噴吹持續(xù)進(jìn)行，熔體內(nèi)部氫氣含量控制在了0.15×10-6以下；靜置處理前合金熔體氫氣總含量為0.27×10-6，經(jīng)靜置處理后合金熔體氫氣含量為0.19×10-6。

圖3 支臂構(gòu)件凝固固相FEM計(jì)算結(jié)果 (a)21.9s；(b)71.4s；(c)311.5s；(d)431.6s；(e)551.2s；(f)1121.6sFig.3 Coagulated solid phase FEM calculations of arm casting(a)21.9s；(b)71.4s；(c)311.5s；(d)431.6s；(e)551.2s；(f)1121.6s

圖4 合金熔體氫含量測(cè)試結(jié)果Fig.4 Hydrogen content test results of melting alloy

Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金收縮率測(cè)試基于支臂構(gòu)件3D實(shí)物掃描與理論模型數(shù)據(jù)對(duì)比擬合反求計(jì)算得到。支臂構(gòu)件3D實(shí)物掃描尺寸疊加偏差尺寸后即為支臂構(gòu)件的真實(shí)尺寸，真實(shí)尺寸與理論尺寸偏差值即為尺寸收縮值，將尺寸收縮值與真實(shí)尺寸進(jìn)行求解計(jì)算，即可得到Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金的線收縮率。圖5所示為支臂構(gòu)件3D掃描與理論模型的擬合對(duì)比結(jié)果。Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金收縮率測(cè)試結(jié)果見表3，由表3測(cè)試結(jié)果進(jìn)行計(jì)算，可知Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金凝固平均線收縮率為1.13%。

圖5 支臂構(gòu)件尺寸對(duì)比分析Fig.5 Comparative size analysis of arm casting

2.2 微觀組織形貌

圖6(a)所示為Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金的鑄態(tài)微觀組織，Al-Sn合金為偏晶合金，在凝固過程中存在兩液相共存溫度區(qū)間，此溫度梯度下液相在Stock和Marangoni運(yùn)動(dòng)作用下發(fā)生兩相分離，高熔點(diǎn)相結(jié)晶形核并以“液滴”形貌析出，在液相表面張力作用下發(fā)生分離[17-20]。圖6(a)中鑄態(tài)微觀組織主要由球形的初生α-Al基體、細(xì)小的二次α-Al相和板片狀與骨骼狀的共晶Sn相組成，初生α-Al基體的平均晶粒尺寸約為182μm，共晶Sn相沿晶界均勻分布。低溫時(shí)效熱處理可以在不損傷材料塑韌性條件下，有效提高基體的強(qiáng)度。隨著時(shí)效熱處理過程的持續(xù)進(jìn)行，沿晶界均勻分布的板片狀與骨骼狀共晶Sn相受熱量傳輸與界面張力影響，細(xì)長(zhǎng)的板片狀形貌逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻?，骨骼狀形貌上交叉分布的共晶Sn相在界面張力作用下，互相消融，見圖6(b)。經(jīng)175℃時(shí)效保溫10h后，大量板片狀與骨骼狀共晶Sn相因吸收熱量而消融，共晶Sn相形貌轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆蛑旅艿木W(wǎng)狀組織，呈層片狀沿晶界均勻分布，包裹在初生α-Al基體周圍，見圖6(c)。時(shí)效保溫12h后，大量熱量傳輸交換至初生α-Al基體與晶界內(nèi)部，部分沿晶界分布的共晶Sn相吸熱脫溶，在晶界處形成空腔；部分在界面張力作用下，形貌轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)長(zhǎng)的針狀與多邊形狀，見圖6(d)。

表3 Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金收縮率測(cè)試結(jié)果

圖6 OM微觀組織形貌(a)鑄態(tài)；(b)175℃時(shí)效8h；(c)175℃時(shí)效10h；(d)175℃時(shí)效12h；(e)340℃退火2h；(f)340℃退火4h；(g)340℃退火6hFig.6 OM microstructure morphologies(a)as-cast；(b)artificial aging at 175℃ for 8h；(c)artificial aging at 175℃ for 10h；(d)artificial aging at 175℃ for 12h；(e)annealing at 340℃ for 2h；(f)annealing at 340℃ for 4h；(g)annealing at 340℃ for 6h

合金的微觀組織在退火熱處理過程中更加均勻細(xì)化，組織穩(wěn)定性得以提升。Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金在340℃退火2h后，鑄態(tài)組織下沿晶界均勻分布的共晶Sn相(熔點(diǎn)231.89℃)受熱熔化，板片狀與骨骼狀形貌逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)閷悠瑺?；部分共晶Sn相脫溶析出，在晶界處形成空腔，見圖6(e)。隨著退火熱處理保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，晶界處吸收了大量的熱量，大量沿晶界分布的共晶Sn相處于“臨液態(tài)”狀態(tài)，在界面張力相互吸引作用下，層片狀形貌轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻睿鼐Ы缇鶆虬跎?Al基體，如圖6(f)所示。當(dāng)退火熱處理保溫時(shí)間延長(zhǎng)至6h時(shí)，大量沿晶界分布的共晶Sn相受熱脫溶析出，在晶界上殘留了大量的空腔，晶界上分布的共晶Sn相數(shù)量明顯減少，見圖6(g)。

2.3 力學(xué)性能測(cè)試分析

表4所示為Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金不同狀態(tài)下力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果。鑄態(tài)微觀組織下Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金的平均抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率與布氏硬度分別為191，147MPa，15.6%與34.6HBS。隨著低溫時(shí)效與退火熱處理過程的進(jìn)行，Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金的抗拉強(qiáng)度均隨之上升，在175℃下保溫8，10h與12h后，合金平均抗拉強(qiáng)度隨之上升至228，208MPa與216MPa，經(jīng)低溫時(shí)效熱處理后，合金抗拉強(qiáng)度平均上升了13.8%；在340℃下退火2，4h與6h后，合金平均抗拉強(qiáng)度分別增至209，204MPa與178MPa，經(jīng)退火熱處理后，合金平均抗拉強(qiáng)度基本保持不變。沿初生α-Al基體晶界均勻分布的共晶Sn相在低溫時(shí)效與退火熱處理過程中，吸收了大量的熱量，在界面張力作用下，共晶Sn相的形貌隨之不斷轉(zhuǎn)變，部分共晶Sn相脫溶析出，在晶界處殘留了一定數(shù)量的空腔，晶界區(qū)域的致密度隨之下降；與鑄態(tài)組織相比，經(jīng)低溫時(shí)效與退火熱處理后，合金的屈服強(qiáng)度均有所下降。在175℃下保溫8，10h與12h后，合金平均屈服強(qiáng)度分別為148.7，146.3MPa與144.6MPa；在340℃下退火2，4h與6h后，合金平均屈服強(qiáng)度分別降至141.0，135.0MPa與131.6MPa，分別降低了4.1%，8.16%與10.48%。在短時(shí)低溫時(shí)效與退火熱處理過程中，沿晶界分布的板片狀與骨骼狀共晶Sn相形貌逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)閷悠瑺钆c短棒狀，共晶Sn相邊緣形貌由尖角過渡為圓形，降低了拉伸實(shí)驗(yàn)過程中的應(yīng)力集中程度，合金伸長(zhǎng)率隨之得以提升；隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，晶界區(qū)域大量共晶Sn相脫溶析出，承受應(yīng)力載荷的有效面積隨之減小，伸長(zhǎng)率下降明顯[21]。經(jīng)175℃保溫8，10h與12h后，合金平均伸長(zhǎng)率為22.8%，18.5%與12.8%；分別上升了46.2%，18.6%與下降了17.9%；經(jīng)340℃退火2，4h與6h后，合金平均伸長(zhǎng)率為21.2%，17.6%與11.1%，分別上升了35.7%,13.0%與下降了28.7%。低溫時(shí)效與退火熱處理過程中析出的強(qiáng)化相和初生α-Al基體抵抗變形能力的提升均有效提高了Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金的基體強(qiáng)度(布氏硬度)，且合金在退火熱處理過程中，受熱擴(kuò)散影響，鑄態(tài)微觀組織的分布更加均勻，布氏硬度測(cè)試平均值差值明顯降低[22]。經(jīng)175℃保溫8，10h與12h后，合金平均布氏硬度分別為34.8，37.2HBS與39.7HBS；分別上升了2.0%,10.2%與17.4%；經(jīng)340℃退火2，4h與6h后，合金平均布氏硬度分別為32.8，34.5HBS與36.8HBS，退火保溫4h與6h后分別上升了2.4%與8.9%。

表4 Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果

Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金不同熱處理狀態(tài)下拉伸試樣SEM斷口形貌見圖7。由圖7(a)中箭頭與矩形線框標(biāo)識(shí)位置可知：Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金鑄態(tài)組織斷裂機(jī)制為沿晶斷裂與韌窩斷裂，當(dāng)拉伸載荷應(yīng)力集中分布在晶界處共晶Sn相時(shí)，屈服強(qiáng)度較低的共晶Sn相將被撕裂，微觀裂紋沿晶界延伸擴(kuò)展，形成明亮的帶狀沿晶裂紋；當(dāng)拉伸載荷應(yīng)力集中分布在初生α-Al基體時(shí)，不斷疊加的拉伸應(yīng)力最終超出基體的屈服強(qiáng)度并沿晶粒延伸擴(kuò)展，在斷口表面殘留下大量的韌窩。由于鑄態(tài)微觀組織未經(jīng)熱處理，鑄態(tài)組織均勻化程度較低，分布在斷口表面的韌窩尺寸大小不一，相差數(shù)倍，如圖7(b)中箭頭位置所示。經(jīng)175℃時(shí)效10h后，沿晶界分布的共晶Sn相形貌由板片狀與骨骼狀轉(zhuǎn)變?yōu)閷悠瑺?，均勻覆蓋在初生α-Al基體周圍，當(dāng)拉伸載荷應(yīng)力集中分布在共晶Sn相時(shí)，微觀裂紋沿層片狀的共晶Sn相擴(kuò)展延伸，在斷口表面殘留了層片狀的剪切裂紋，如圖7(c)箭頭位置所示，沿初生α-Al基體延伸擴(kuò)展的拉伸應(yīng)力將在斷口表面殘留了大量的細(xì)小韌窩。當(dāng)合金經(jīng)340℃退火6h后，大量沿晶界分布的共晶Sn相吸熱脫溶析出，大量初生α-Al晶粒裸露在基體組織中，如圖7(d)中矩形線框位置所示；合金基體組織抵抗應(yīng)力集中的能力被削弱，當(dāng)應(yīng)力疊加峰值超出基體組織屈服強(qiáng)度時(shí)，微觀裂紋將沿晶界擴(kuò)展至初生α-Al晶粒內(nèi)部，初生α-Al晶粒被不斷撕裂，在斷口表面殘留大量的裂紋擴(kuò)展臺(tái)階，如圖7(e)箭頭位置所示，嚴(yán)重削弱了Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金的強(qiáng)度與塑韌性。

圖7 SEM斷口形貌 (a),(b)鑄態(tài)；(c)175℃時(shí)效10h；(d),(e)340℃退火6hFig.7 Fracture SEM morphologies (a),(b)as-cast；(c)artificial aging at 175℃ for 10h；(d),(e)annealing at 340℃ for 6h

圖8 摩擦副SEM與EDS測(cè)試表征 (a)鑄態(tài)；(b)175℃時(shí)效10h；(c)340℃退火6h；(d)EDS分析；(e)摩擦因數(shù)測(cè)試Fig.8 SEM and EDS characterization test results of friction pair(a)as-cast；(b)artificial aging at 175℃ for 10h；(c)annealing at 340℃ for 6h；(d)EDS analysis；(e)friction coefficient analysis

2.4 摩擦磨損性能分析

圖8所示為不同狀態(tài)下Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti軸承合金摩擦磨損性能測(cè)試結(jié)果。鑄態(tài)組織下沿初生α-Al基體內(nèi)部與晶界分布的硬質(zhì)點(diǎn)相，與基體結(jié)合強(qiáng)度較大，較硬的微凸體對(duì)摩擦副產(chǎn)生微切削作用，在摩擦副表面殘留大量的犁溝，產(chǎn)生犁削磨損；一些硬質(zhì)點(diǎn)相在摩擦過程中剝落，高速切削摩擦副在其表面形成了一定數(shù)量的微凹坑，如圖8(a)箭頭位置所示。經(jīng)175℃低溫時(shí)效10h，沿晶界均勻分布的共晶Sn相形貌轉(zhuǎn)變?yōu)閷悠瑺?，均勻致密地包裹在初生?Al基體周圍，在摩擦副的高速旋轉(zhuǎn)過程中，層片狀共晶Sn相受剪切應(yīng)力作用，剪切剝落的層片狀共晶Sn相平鋪在摩擦副表面，起到了良好的減摩耐磨效果，摩擦副表面僅殘留微量的犁溝劃痕，見圖8(b)。340℃退火6h后，大量沿晶界分布的共晶Sn相吸熱脫溶析出，裸露的初生α-Al晶粒直接發(fā)生摩擦接觸，由于基體材料此狀態(tài)下的屈服強(qiáng)度僅為41.6MPa，互相接觸的初生α-Al晶粒將會(huì)出現(xiàn)大面積的塑性變形，形成摩擦副焊合，產(chǎn)生嚴(yán)重的黏著磨損，在摩擦副表面殘留了尺寸較大的微凹坑；同時(shí)初生α-Al晶粒內(nèi)部的硬質(zhì)點(diǎn)相在微切削作用下，從基體上被大量剝離，從而產(chǎn)生嚴(yán)重的剝落磨損，在摩擦副表面殘留大量細(xì)小的剝落顆粒碎屑，如圖8(c)中箭頭位置所示。圖8(d)所示為圖8(c)中矩形線框區(qū)域的EDS分析結(jié)果，結(jié)果顯示矩形線框區(qū)域內(nèi)Ti，Mn與Si元素含量較基體含量高，與摩擦副表面大量殘留的硬質(zhì)剝落顆粒相吻合。不同狀態(tài)Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金摩擦因數(shù)測(cè)試結(jié)果見圖8(e)，由于鑄態(tài)微觀組織中共晶Sn相的分布不均勻，鑄態(tài)組織摩擦因數(shù)波動(dòng)頻率較大，摩擦初始階段，沿晶界分布的共晶Sn相起到了良好的減摩效果，隨著摩擦過程的持續(xù)進(jìn)行，摩擦副表面部分共晶Sn相脫溶析出，導(dǎo)致基體產(chǎn)生黏著磨損，摩擦因數(shù)隨之連續(xù)上升，平均摩擦因數(shù)為0.018，摩擦副體積磨損量為0.36%。經(jīng)175℃低溫時(shí)效10h后，共晶Sn相沿晶界均勻彌散分布，包裹在初生α-Al晶粒外表面，起到了良好的減摩耐磨效果，摩擦因數(shù)波動(dòng)頻率較小，平均摩擦因數(shù)僅為0.014，體積磨損量為0.14%。當(dāng)Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金經(jīng)340℃退火6h后，晶界處分布的共晶Sn相大量脫溶析出，摩擦副表面摩擦磨損機(jī)制以黏著磨損與犁削磨損為主，隨著大量硬質(zhì)顆粒相的破碎剝落，摩擦副表面服役環(huán)境進(jìn)一步惡化，摩擦因數(shù)隨著實(shí)驗(yàn)時(shí)間的延長(zhǎng)急劇上升，平均摩擦因數(shù)達(dá)到了0.025，體積磨損量為0.8%。與鑄態(tài)和340℃退火6h相比，經(jīng)175℃時(shí)效10h后，摩擦因數(shù)降低了28.6%與78.6%，體積磨損量減少了157.1%與471.4%。

3 結(jié)論

(1)經(jīng)雙級(jí)精煉除氣，合金熔體氫氣總含量為0.19×10-6，支臂構(gòu)件重力充型下實(shí)現(xiàn)了自下而上與自邊緣向心部的順序凝固，結(jié)合3D實(shí)物掃描與理論模型數(shù)據(jù)對(duì)比擬合反求計(jì)算可得Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金凝固平均線收縮率為1.13%。

(2)隨著低溫時(shí)效與退火熱處理過程的進(jìn)行，鑄態(tài)微觀組織中呈板片狀與骨骼狀沿晶界分布的共晶Sn相形貌逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)閷悠瑺睿?dāng)保溫時(shí)間過長(zhǎng)時(shí)，多數(shù)共晶Sn相受界面張力作用轉(zhuǎn)變?yōu)閷悠瑺钚蚊玻糠止簿n相吸熱脫溶析出，在晶界處殘留一定數(shù)量的空腔，初生α-Al基體平均晶粒尺寸約為182μm。

(3)經(jīng)低溫時(shí)效與退火熱處理后，Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金抗拉強(qiáng)度略有上升，屈服強(qiáng)度保持不變，伸長(zhǎng)率與布氏硬度均呈現(xiàn)出先上升后下降的變化趨勢(shì)；經(jīng)175℃時(shí)效10h后，合金抗拉強(qiáng)度與伸長(zhǎng)率達(dá)到了208MPa與18.5%；與鑄態(tài)相比，摩擦因數(shù)降低了28.6%，體積磨損量減少了157.1%，斷口形貌以沿晶斷裂與韌窩斷裂為主。

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(本文責(zé)編：寇鳳梅)

Microstructures and Mechanical Properties of Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti Bearing Alloy

FAN Zhen-zhong1,2,XIONG Yan-cai1,2,LU Zheng1,2,SUN Gang1,2,WANG Sheng-qiang1,2

(1 Beijing Institute of Aeronautical Materials,Beijing 100095,China; 2 Beijing Engineering Research Center of Advanced Aluminum Alloys and Applications,Beijing 100095,China)

The microstructures and mechanical properties of Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti alloy were studied by using SEM, EDS, OM and WDW-100KN universal tensile testing machine, the lubricating properties were completed by the disk-pin testing machine. The results show that the solidification shrinkage of alloy is 1.13%; the tensile strength, yield strength, elongation and Brinell hardness in the as-cast state are 191, 147MPa, 15.6% and 34.6HBS, with the executing of low temperature aging and annealing process, the tensile strength increases slightly and the yield strength has no significant changes; the elongation and Brinell hardness exhibit the tendency of increasing firstly and then decreasing. Morphology of eutectic Sn phase that distributes nearby the grain boundary transforms from plate-like shape and bone-shape to lamellar and short rod gradually under the function of the interfacial tension. Due to some eutectic phase melts by absorbing energy from heat treatment process, cavity structure forms around grain boundaries, the average grain size of primary α-Al substrate is 182μm. Comparing with the as-cast and annealing at 340℃ for 6h states, the friction coefficient decreases by 28.6% and 78.6%, together with the wear volume reduces by 157.1% and 471.4% after aging at 175℃ for 10h, the fracture morphology shows mainly intergranular fracture and dimple fracture.

bearing alloy;microstructure;mechanical property;friction and wear

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.001029

TG135+.6

A

1001-4381(2017)06-0008-09

2016-09-24;

2017-02-26

樊振中(1985-)，男，博士研究生，研究方向?yàn)榇笮弯X合金構(gòu)件凝固成形制造與新型合金材料研制，聯(lián)系地址：北京市81信箱2分箱(100095)，E-mail:fanzhenzhong2010@163.com