微量Sr對(duì)ZA35-4Si-3Sn合金組織與性能的影響

尹 斌，杜 軍，李文芳

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微量Sr對(duì)ZA35-4Si-3Sn合金組織與性能的影響

尹 斌，杜 軍，李文芳

(華南理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，廣州 510640)

利用普通鑄造法制備不同Sr含量的ZA35-4Si-3Sn合金，研究Sr含量對(duì)該合金凝固組織和拉伸力學(xué)性能的影響，并揭示影響機(jī)制，探討Sr變質(zhì)合金的摩擦磨損特性。結(jié)果表明：Sr含量為0.1%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時(shí)，初生硅趨向于球狀，細(xì)小的顆粒狀或纖維狀共晶硅數(shù)量顯著增加；此時(shí)，合金的硬度達(dá)到143HBW，抗拉強(qiáng)度與拉伸應(yīng)變分別提高45.8%和151.5%。Sr變質(zhì)主要為促進(jìn)共晶硅相形核和抑制共晶硅相的生長(zhǎng)兩種機(jī)制共同作用的結(jié)果。與ZA27合金相比，ZA35-4Si-3Sn-0.1Sr合金具有更低的摩擦因數(shù)。在低速磨損條件下，兩種合金的耐磨性相當(dāng)；而在高速下，后者具有更低的摩擦溫升和磨損量，表現(xiàn)出優(yōu)異的摩擦磨損特性。

耐磨鋅合金；Sr變質(zhì)；熱分析法；摩擦；磨損

鋅合金以其優(yōu)異的耐磨性能及工藝性能，一直受到廣泛關(guān)注[1?3]。特別是在當(dāng)前銅資源日趨匱乏、價(jià)格日益攀升的背景下，“以鋅替銅”是今后有色合金工業(yè)領(lǐng)域的重要方向，利用鋅鋁合金的良好摩擦磨損特性以實(shí)現(xiàn)部分耐磨件替代，如軸瓦和渦輪等[4]。然而，鋅鋁合金抗軟化能力較差，在高速、高載下因摩擦溫升高，導(dǎo)致合金迅速軟化，從而造成嚴(yán)重的粘著磨損，開(kāi)發(fā)可適合于高速、高載下的耐磨鋅鋁合金顯得尤為重要。

改善鋅鋁合金的顯微組織是提高其耐磨性能的關(guān)鍵，其中通過(guò)合金化方式形成一定數(shù)量的硬質(zhì)相，對(duì)于提高合金的耐磨性尤為顯著。近年來(lái)，研究人員開(kāi)展了大量的相關(guān)工作。SAVASKAN等[5]在Zn-25Al合金中添加一定含量的Si，形成一定數(shù)量的硬質(zhì)Si相，極大地提高了合金耐磨性，其磨損率僅為SAE660的一半。LI等[6]、PRASAD[7]采用Mn、Ni作為合金元素，在合金基體中形成含Mn化合物及NiAl3硬質(zhì)相，取得較好的效果。通過(guò)合金化形成的硬質(zhì)相，提高了合金硬度，使得合金摩擦因數(shù)增大，高速高載下摩擦溫升較高，對(duì)合金減摩性造成不利的影響。本文作者曾基于“耐磨+減摩”的復(fù)合思想，開(kāi)發(fā)了一種Si+Sn復(fù)合的鋅鋁合金體系[8]，其較佳組分為Zn-35%Al-3%Cu- 4%Si-3%Sn，記為ZA35-4Si-3Sn[9]。然而，Si在合金中主要以不規(guī)則狀初生硅相存在且尺寸較大，與基體結(jié)合較差，降低合金的力學(xué)性能，這是進(jìn)一步提高鋅鋁合金性能需解決的問(wèn)題。目前主要采用的改善手段為變質(zhì)處理，采用的變質(zhì)劑主要為稀土元素如Ce、La、Gd和Y等[10?11]。Sr對(duì)Al-Si合金中的初生硅及共晶硅具有良好的變質(zhì)效果，已有大量的相關(guān)研究報(bào)道[12?13]，而對(duì)鋅合金采用Sr變質(zhì)的研究較為少見(jiàn)[14]。在此，本文作者采用Sr對(duì)ZA35-4Si-3Sn合金進(jìn)行變質(zhì)處理，改善合金中硅相形貌及大小，以期提高合金力學(xué)性能及耐磨性，并基于熱分析技術(shù)討論合金組織演變過(guò)程及變質(zhì)機(jī)理；最后探討最佳變質(zhì)條件下合金的干滑動(dòng)摩擦磨損性能，并與商用ZA27鋅合金的耐磨性進(jìn)行對(duì)比，旨在為高性能耐磨鋅合金的開(kāi)發(fā)提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)

試驗(yàn)原材料包括純Zn (純度99.99%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))、工業(yè)純Al錠(≥99.7%)、純Sn粒(純度99.99%)、Al-50%Cu中間合金、Al-20%Si中間合金及Al-10%Sr中間合金。配制的目標(biāo)合金體系為ZA35-4Si-3Sn，Sr的加入量依次為0、0.05%、0.1%、0.2%和0.4%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，利用SG2-3-12型坩堝電阻爐熔制試樣。先將純Al、Al-20%Si、Al-50%Cu加入預(yù)熱至暗紅色的石墨粘土坩堝。將爐溫升至680 ℃，待爐料完全熔化后，再向熔體中按配方加入純Zn、純Sn。待全部爐料熔化后，降溫至650 ℃，攪拌均勻，保溫5 min，再用0.1%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的ZnCl2對(duì)熔體進(jìn)行精煉，充分?jǐn)嚢韬?，靜置10 min后扒渣。利用Al-10%Sr中間合金進(jìn)行變質(zhì)，攪拌均勻后保溫15 min。將爐溫降至580~ 600 ℃，輕輕攪拌后扒渣，將熔液澆入預(yù)熱至250 ℃的金屬模具中，澆鑄成10 mm×30 mm×60 mm塊狀試樣。在試樣中部截取15 mm×15 mm×10 mm的金相試樣，拋光后的試樣用4%HNO3(體積分?jǐn)?shù))酒精溶液進(jìn)行腐蝕。利用Leica-DFC320型金相顯微鏡觀察合金的顯微組織。通過(guò)Image-Pro-Plus 6.0(IPP6.0)軟件對(duì)合金中硅相尺寸進(jìn)行測(cè)量，并分別計(jì)算出平均等徑圓直徑()和平均形狀因子()。

采用由熱電偶、溫度采集模塊、溫度信號(hào)轉(zhuǎn)化器及溫度記錄軟件組成的溫度采集系統(tǒng)，對(duì)合金凝固冷卻過(guò)程中溫度的變化進(jìn)行測(cè)量。測(cè)溫元件為K型熱電偶，直徑為0.3 mm，測(cè)溫范圍為0~750 ℃，電偶采用雙孔陶瓷管保護(hù)。每次測(cè)量時(shí)放置3根熱電偶，取3組數(shù)據(jù)平均值作為最終數(shù)據(jù)，利用Origin軟件繪制成凝固冷卻曲線，并分析其一次微分和二次微分曲線。利用HB-3000B型布氏硬度計(jì)測(cè)試合金硬度值，取3次測(cè)量結(jié)果的算術(shù)平均值作為該試樣的硬度值。利用線切割制成2.5 mm×5 mm×25 mm片狀拉伸試樣，在AG-X100KN精密電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上測(cè)試合金拉伸力學(xué)性能，拉伸速度為1 mm/min。干滑動(dòng)摩擦磨損實(shí)驗(yàn)在MM?2000型環(huán)?塊式磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。利用線切割加工10 mm×10 mm×5 mm的磨損試樣，磨損試樣和摩擦副均用細(xì)砂紙將表面打磨至同一粗糙度，在試樣磨損面的側(cè)面中心處鉆取尺寸為2 mm× 2 mm的小孔，便于實(shí)驗(yàn)過(guò)程中放置熱電偶，測(cè)試材料摩擦溫升。摩擦副材質(zhì)為經(jīng)淬火+低溫回火的GCr15，表面硬度為60~64HRC。試驗(yàn)條件：室溫，載荷200 N，轉(zhuǎn)速為低速(200 r/min)和高速(400 r/min)，滑動(dòng)距離依次為314、942和1884 m。磨損試樣在測(cè)試前后均需用丙酮和酒精超聲清洗，去除油污和磨屑。利用精度為10?4的電子天平測(cè)量試樣磨損前后的質(zhì)量，質(zhì)量差即為磨損量，取3次磨損實(shí)驗(yàn)后的算術(shù)平均值作為最終磨損量。

2 結(jié)果與分析

2.1 Sr含量對(duì)ZA35-4Si-3Sn合金顯微組織的影響

圖1所示為鑄態(tài)ZA35-4Si-3Sn-%Sr合金的顯微組織，圖1(a)~(e)依次對(duì)應(yīng)Sr的含量為0、0.05%、0.1%、0.2%和0.4%。從圖1(a)中可以看出，未添加Sr的ZA35-4Si-3Sn合金中，初生硅相呈多邊形塊狀，尺寸較大，而共晶硅則呈條狀，數(shù)量相對(duì)較少。而經(jīng)Sr變質(zhì)后，合金中初生硅得到不同程度的細(xì)化，其形態(tài)也逐漸趨向于球狀，而共晶硅的數(shù)量則顯著增加，形態(tài)上也由條狀變?yōu)榧?xì)小的顆粒狀或纖維狀。隨Sr含量的增加，初生硅的尺寸先減小后增大，當(dāng)Sr含量為0.1%時(shí)，初生硅尺寸最小，外形較為圓整(見(jiàn)圖1(c))。當(dāng)Sr含量增加至0.2%時(shí)，初生硅形態(tài)上變得更為圓整，但其尺寸有所增大(見(jiàn)圖1(d))。共晶硅的數(shù)量隨Sr含量的增加呈先增加后減少的趨勢(shì)，當(dāng)Sr含量為0.1%時(shí)，共晶硅的數(shù)量最多。進(jìn)一步增加Sr含量，共晶硅的數(shù)量逐漸減少，當(dāng)Sr含量增加至0.4%時(shí)，合金中共晶硅的數(shù)量與未添加Sr變質(zhì)的合金接近(見(jiàn)圖1(e))。

圖1 鑄態(tài)ZA35-4Si-3Sn-x%Sr合金的光學(xué)顯微組織

對(duì)不同Sr含量ZA35-4Si-3Sn合金的物相組成進(jìn)行了XRD分析，其結(jié)果如圖2所示。由圖2(a)可知，ZA35-4Si-3Sn合金中除初生Si相外，還存在(Al)相、-Zn相、單質(zhì)Sn以及部分Cu與Zn反應(yīng)形成的CuZn5化合物相。添加0.4%Sr后，合金中形成了微量的Sr3Al2Si2相[13]，如圖2(b)所示。

圖2 不同Sr含量ZA35-4Si-3Sn合金的XRD譜

圖3所示為ZA35-4Si-3Sn合金中初生硅與共晶硅的尺寸及圓整度隨Sr含量的變化。由圖3可看出，當(dāng)Sr含量為0.1%時(shí)，初生硅的尺寸最小，由41.4 μm減小至24.9 μm，減小了39.1%，此時(shí)初生硅的圓整度為0.8；Sr含量為0.2%時(shí)，初生硅的圓整度最高，為0.83，但其尺寸有所增大，達(dá)31 μm。結(jié)合圖2(b)可知，當(dāng)Sr含量為0.05%~0.2%時(shí)，共晶硅的尺寸較小，約為4.3~4.5 μm，其中Sr含量為0.1%時(shí)，圓整度最高，達(dá)0.7。

圖3 Sr含量對(duì)ZA35-4Si-3Sn合金中初生硅及共晶硅的平均尺寸及圓整度的影響

2.2 Sr對(duì)ZA35-4Si-3Sn合金凝固過(guò)程的影響

圖4所示為不同Sr含量ZA35-4Si-3Sn-%Sr合金的凝固冷卻曲線。由圖4可看出，隨Sr含量變化，該合金中共晶硅的析出溫度各有不同，通過(guò)分析獲得各共晶硅析出反應(yīng)階段特征溫度(見(jiàn)表1)。其中，EN為共晶形核溫度；EU為共晶形核最低溫度；EG為共晶生長(zhǎng)溫度；EC為共晶反應(yīng)結(jié)束溫度。?′為再輝溫差，等于EG與EU之差，該值一定程度上反應(yīng)了晶粒的生長(zhǎng)速度，晶粒生長(zhǎng)越快，釋放的結(jié)晶潛熱越多，再輝溫差越大[15]。?E為共晶過(guò)冷度，等于變質(zhì)前后的EG之差，?為共晶生長(zhǎng)時(shí)間。

圖4 不同Sr含量的ZA35-4Si-3Sn-x%Sr合金凝固冷卻曲線

由表1可知，隨著Sr含量增加，合金的共晶形核溫度EN漸降低，共晶生長(zhǎng)時(shí)間?逐漸縮短，共晶過(guò)冷度?E逐漸增大。當(dāng)Sr含量為0.1%時(shí)，?E增大為19.5 ℃，這表明Sr的加入使熔體產(chǎn)生較大的過(guò)冷度，提高共晶硅相形核率。同時(shí)，共晶生長(zhǎng)時(shí)間?由33 s縮短至17 s，再輝溫差?′減小為1 ℃，表明Sr降低了共晶硅的生長(zhǎng)速率，并縮短其生長(zhǎng)時(shí)間，一定程度上抑制了共晶硅相的進(jìn)一步長(zhǎng)大。然而，當(dāng)Sr含量增加到0.2%~0.4%時(shí)，在圖3中并未觀察到明顯的共晶硅析出平臺(tái)，這可能與合金中共晶硅相數(shù)量較少有關(guān)。

表1 不同Sr含量的ZA35-4Si-3Sn-x%Sr合金共晶硅析出反應(yīng)特征參數(shù)

目前，關(guān)于Sr變質(zhì)機(jī)理主要存在抑制形核和抑制生長(zhǎng)兩種理論[12?14, 16]。前者認(rèn)為，Sr可在一定程度上消除硅的異質(zhì)形核質(zhì)點(diǎn)，并可削弱Si—Si共價(jià)鍵，降低初生硅的自發(fā)形核能力[17]，同時(shí)，Sr在固液界面富集，產(chǎn)生一定的過(guò)冷度，增大了共晶硅形核率。后者主要從硅相生長(zhǎng)機(jī)制角度考慮，認(rèn)為未變質(zhì)的硅相主要按臺(tái)階生長(zhǎng)機(jī)制長(zhǎng)成片狀。當(dāng)添加變質(zhì)元素Sr后，Sr吸附在硅相生長(zhǎng)臺(tái)階上，改變硅原子堆積次序，形成大量孿晶，抑制硅相的臺(tái)階生長(zhǎng)，轉(zhuǎn)而以孿晶凹谷方式生長(zhǎng)為具有一定方向的纖維狀共晶硅[17]。另外，MAO等[14]指出，Sr能提高共晶硅在初生硅相上的形核能力，從而增加共晶硅數(shù)量。因此，最終導(dǎo)致初生硅數(shù)量減少而共晶硅數(shù)量增加(見(jiàn)圖1(b)~(c))。當(dāng)Sr含量增加時(shí)，初生硅表面吸附大量的Sr，形成SrSi2或 SrAl2Si2(見(jiàn)圖2(b))化合物相[13]，覆蓋在初生硅的表層，產(chǎn)生物理隔離作用，降低共晶硅在其表面的成核率，從而導(dǎo)致共晶硅數(shù)量減少，出現(xiàn)Sr過(guò)變質(zhì)現(xiàn)象，如圖1(d)和(e)所示。TIMPEL等[12, 18]研究發(fā)現(xiàn)，Sr-Al-Si相具有誘導(dǎo)硅相由各向異性生長(zhǎng)轉(zhuǎn)變?yōu)楦飨蛲陨L(zhǎng)的作用，使硅相形貌發(fā)生球化，如圖1(d)所示。綜合實(shí)驗(yàn)結(jié)果來(lái)看，Sr的加入在合金中產(chǎn)生了較大的過(guò)冷度，促進(jìn)共晶硅相形核，同時(shí)對(duì)共晶硅相的生長(zhǎng)產(chǎn)生一定的抑制作用。因此，Sr對(duì)合金的變質(zhì)效果應(yīng)為兩種機(jī)制共同作用的結(jié)果，但相比而言，本實(shí)驗(yàn)中Sr加入后產(chǎn)生的過(guò)冷現(xiàn)象更為明顯。

2.3 Sr含量對(duì)ZA35-4Si-3Sn合金性能的影響

圖5所示為鑄態(tài)ZA35-4Si-3Sn-%Sr合金拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線。由圖5可看出，所有試樣均未出現(xiàn)明顯的屈服階段，也均未出現(xiàn)明顯的“頸縮”現(xiàn)象，表現(xiàn)為明顯的脆性斷裂。加Sr后，合金的抗拉強(qiáng)度和拉伸應(yīng)變均有所提高，呈先增大后減小的趨勢(shì)。當(dāng)Sr含量為0.1%時(shí)，合金的抗拉強(qiáng)度與拉伸應(yīng)變最高，分別由145 MPa和1.67%提高為211.4 MPa和4.2%，分別提高了45.8%和151.5%。合金的抗拉強(qiáng)度與拉伸應(yīng)變出現(xiàn)上述變化與硅相的尺寸及形貌發(fā)生改變有關(guān)。當(dāng)Sr含量為0.1%時(shí)，合金中初生硅與共晶硅的尺寸最小，外形較為圓整，降低了硅相與基體界面處微裂紋的萌生與擴(kuò)展幾率，從而提高合金強(qiáng)度。

而對(duì)于合金的硬度，隨Sr含量的增加先增大后減小，磨損量則先減小后增大。Sr含量為0.1%時(shí)，合金的硬度最高，磨損量最小。從圖1(c)中可以看到，此時(shí)合金中的初生硅數(shù)量較少且較為細(xì)小、圓整，同時(shí)，存在大量細(xì)小的纖維狀及短桿狀共晶硅，這在一定程度上提高了合金的硬度，在磨損過(guò)程中，硅相不易脫落，從而降低合金的磨損量。

圖5 ZA35-4Si-3Sn-x%Sr合金拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線、硬度及其磨損質(zhì)量損失

2.4 ZA35-4Si-3Sn-0.1Sr合金的摩擦磨損特性

圖6(a)所示為低速和高速下載荷200 N時(shí)ZA27與ZA35-4Si-3Sn-0.1Sr合金摩擦因數(shù)隨滑動(dòng)距離的變化曲線。其中：最大滑動(dòng)距離為1884 m，并得到圖7(a)所示的不同滑動(dòng)距離階段的平均摩擦因數(shù)。對(duì)于ZA27合金，其摩擦因數(shù)曲線隨滑動(dòng)距離和滑動(dòng)速度的變化呈大幅度波動(dòng)，并隨著滑動(dòng)速度增大，ZA27合金平均摩擦因數(shù)由0.48增大至0.56，而ZA35-4Si-3Sn-0.1Sr合金則較為平穩(wěn)，隨著滑動(dòng)速度增大，ZA35-4Si-3Sn-0.1Sr合金平均摩擦因數(shù)由0.26減小至0.21。

圖6(b)所示為不同滑動(dòng)速度下合金摩擦溫度隨滑動(dòng)距離變化曲線。從圖6(b)可以看出，兩種合金的磨損表面溫度隨滑動(dòng)速度增加而升高。隨著滑動(dòng)距離增加，滑動(dòng)速度對(duì)ZA27合金磨損表面溫升影響越大?；瑒?dòng)速度由200 r/min增加到400 r/min后，ZA27合金磨損表面溫度由120 ℃增加至230 ℃，增幅高達(dá)91.7%。而ZA35-4Si-3Sn-0.1Sr合金磨損表面溫度僅由由110 ℃增加至130 ℃，增幅僅為18.2%?？梢?jiàn)，在高速下ZA35-4Si-3Sn-0.1Sr合金仍具有較低的摩擦溫升。

圖7(b)所示為兩種合金在低速和高速下不同滑動(dòng)距離階段的平均磨損量。在低速下，兩種合金的磨損量相當(dāng)，表現(xiàn)出相近的耐磨性。與低速磨損相比，高速磨損條件下兩種合金的磨損量均顯著提升，但是ZA35-4Si-3Sn-0.1Sr的磨損量顯著低于ZA27合金的。同時(shí)，隨著滑動(dòng)距離的延長(zhǎng)，ZA27合金磨損量的增幅更為顯著。當(dāng)滑動(dòng)距離為1884 m時(shí)，ZA27合金磨損量從低速時(shí)的108 mg增加至高速時(shí)的360.9 mg，增幅高達(dá)234%，而ZA35-4Si-3Sn-0.1Sr合金磨損量?jī)H由121 mg增加至165.8 mg，增幅僅為37%。可見(jiàn)，在高速磨損條件下，ZA35-4Si-3Sn-0.1Sr合金的耐磨性比ZA27合金的更佳。

圖6 ZA35-4Si-3Sn-0.1Sr與ZA27合金摩擦因數(shù)與摩擦溫度隨距離的變化

圖7 不同滑動(dòng)速度下ZA27和ZA35-4Si-3Sn-0.1Sr合金的平均摩擦因數(shù)和平均磨損量

對(duì)不同滑動(dòng)速度下的磨損試樣表面進(jìn)行SEM觀察(見(jiàn)圖8)。對(duì)于ZA27合金，無(wú)論是低速還是高速下磨損，其磨損表面均較為粗糙。在低速下，其磨損表面主要為塑性變形和局部粘著撕裂，并伴有磨粒磨損(見(jiàn)圖8(a))。而在高速下，磨損表面存在大面積的剝落(見(jiàn)圖8(c))。而對(duì)于ZA35-4Si-3Sn-0.1Sr合金，其磨損表面始終較為光滑，在低速下的磨損表面主要為犁溝且邊緣出現(xiàn)一定量的塑性變形，合金主要表現(xiàn)為犁削磨損(見(jiàn)圖8(b))，而在高速下，磨損表面犁溝較淺且數(shù)量較少，僅存在輕微的局部粘著撕裂(見(jiàn)圖8(d))。進(jìn)一步對(duì)磨損表面進(jìn)行EDS成分分析，其結(jié)果如表2所示。在磨損表面除合金的基本組分外，還存在大量的O，說(shuō)明磨損過(guò)程中存在嚴(yán)重的氧化磨損。對(duì)于ZA27合金，其磨損表面還存在大量的Fe元素。

在磨損初期，ZA27合金摩擦表面上的微凸體受到較大的瞬間沖擊力而發(fā)生變形，產(chǎn)生較大振動(dòng)，導(dǎo)致摩擦因數(shù)波動(dòng)較大。此時(shí)摩擦力做功產(chǎn)生的熱量不均勻，導(dǎo)致摩擦表面溫度波動(dòng)較大[19]。隨著滑動(dòng)距離增大，產(chǎn)生大量熱量使合金軟化，同時(shí)合金表面的Zn和Al與周圍空氣中的氧反應(yīng)，形成一層較薄的氧化膜[19]，具有一定減摩效果，合金摩擦因數(shù)波動(dòng)減小。隨著滑動(dòng)速度的增加，接觸點(diǎn)數(shù)量及尺寸增加，摩擦表面變得更為粗糙，摩擦因數(shù)增大。隨著磨損繼續(xù)進(jìn)行，氧化膜層厚度增加，與基體結(jié)合強(qiáng)度較低[20]，在外力作用下容易剝落，裸露出新鮮的基體表面與對(duì)磨副形成新的粘著，摩擦力增大，產(chǎn)生大量熱量，摩擦表面溫度逐漸升高，對(duì)磨副與合金產(chǎn)生嚴(yán)重粘著轉(zhuǎn)移，大量Fe元素轉(zhuǎn)移至磨損表面，磨損表面材料粘著撕裂速度加快，導(dǎo)致合金磨損量增大。由于大量合金表面材料轉(zhuǎn)移至對(duì)磨副表層，合金與對(duì)磨副的摩擦逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)楹辖鹱陨聿牧祥g的相互摩擦[21]，摩擦力降低，摩擦做功產(chǎn)生的熱量減少，摩擦表面溫度出現(xiàn)下降，并隨著滑動(dòng)距離增加在較小范圍內(nèi)波動(dòng)。

對(duì)于ZA35-4Si-3Sn-0.1Sr合金，由于合金中存在潤(rùn)滑減摩的軟質(zhì)Sn相，在低速和高速磨損中均可起到良好的潤(rùn)滑效果[22]，合金中的高熔點(diǎn)硬質(zhì)Si相具有很好的承載能力，從而使整個(gè)摩擦過(guò)程較為平穩(wěn)，摩擦因數(shù)波動(dòng)較小，摩擦力做功產(chǎn)生熱量較為穩(wěn)定，合金磨損表面溫升較平穩(wěn)。隨著滑動(dòng)速度增大，在磨損初期，磨損表面粗糙度較大，摩擦力做功產(chǎn)生大量熱量，合金摩擦表面溫度迅速升高。隨著磨損繼續(xù)進(jìn)行，合金出現(xiàn)輕微軟化，增大了相及Sn相減摩潤(rùn)滑效果[22]，且在合金磨損表面形成一層潤(rùn)滑性較好的氧化層，對(duì)磨副對(duì)合金犁削作用減弱[19]，合金摩擦因數(shù)降低，摩擦力做功減少，摩擦溫升變得較為平緩，僅出現(xiàn)小幅度增長(zhǎng)。這在一定程度上減緩了合金表面材料的剝落速度，因而合金磨損量?jī)H出現(xiàn)較小幅度增加。此外，在摩擦溫度作用下，對(duì)磨副與合金開(kāi)始形成少量的粘著點(diǎn)，在摩擦力作用下被剪斷而產(chǎn)生輕微的粘著轉(zhuǎn)移，但并未出現(xiàn)Fe元素轉(zhuǎn)移現(xiàn)象。

綜合上述分析可知，ZA35-4Si-3Sn-0.1Sr合金在低速下主要為磨粒磨損，并伴有一定程度的氧化磨損，隨著滑動(dòng)速度增加，合金開(kāi)始出現(xiàn)輕微的粘著磨損。而ZA27合金在低速下主要表現(xiàn)為粘著磨損和氧化磨損，并伴有輕微的磨粒磨損，隨著滑動(dòng)速度增大，摩擦溫度升高，合金迅速軟化，粘著轉(zhuǎn)移加劇。

圖8 載荷200 N、距離1884 m時(shí)不同滑動(dòng)速度下ZA27與ZA35-4Si-3Sn-0.1Sr合金磨損表面形貌

表2 ZA27和ZA35-4Si-3Sn-0.1Sr合金磨損表面EDS分析結(jié)果

3 結(jié)論

1) 合金中加入微量Sr后，初生硅得到不同程度的細(xì)化，其形態(tài)也逐漸趨向于球狀，而共晶硅的數(shù)量則顯著增加，形態(tài)上也由條狀變?yōu)榧?xì)小的顆粒狀或纖維狀。Sr含量為0.1%時(shí)，合金的變質(zhì)效果較好。Sr的變質(zhì)效果主要為形成較大的過(guò)冷度促進(jìn)共晶硅相形核和抑制共晶硅相的生長(zhǎng)兩種機(jī)制共同作用的結(jié)果。

2) 與ZA27合金相比，ZA35-4Si-3Sn-0.1Sr合金具有更低的摩擦因數(shù)和摩擦溫升。在低速下，兩種合金的耐磨性能相當(dāng)。與低速磨損相比，高速下ZA27合金平均摩擦因數(shù)由0.48增至0.56，摩擦溫度由120 ℃最高升至230 ℃，磨損量增幅達(dá)234%。而ZA35-4Si-3Sn-0.1Sr合金摩擦因數(shù)由0.26反而降低至0.21，摩擦溫度僅由110 ℃升高至130 ℃，磨損量增幅僅為37%。高速下ZA35-4Si-3Sn-0.1Sr合金表現(xiàn)出更優(yōu)異的摩擦磨損性能。

3) ZA27合金主要表現(xiàn)為粘著磨損和氧化磨損，高速下粘著磨損和氧化磨損加劇。而ZA35-4Si-3Sn-0.1Sr合金的磨損表面較為光滑，主要表現(xiàn)為磨粒磨損，隨著滑動(dòng)速度的增加，始終未發(fā)生明顯的粘著磨損。

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(編輯 龍懷中)

Effect of trace Sr on microstructure and wear properties of ZA35-4Si-3Sn alloy

YIN Bin, DU Jun, LI Wen-fang

(School of Materials Science and Engineering, South China University of Technology, Guangzhou 510640, China)

ZA35-4Si-3Sn alloy containing with different Sr contents were prepared by ordinary gravity casting. The effect of Sr content on the microstructure and tensile strength were investigated. The modification mechanism of Sr was deeply disclosed through thermal analysis. The dry sliding friction and wear properties under different sliding speeds were mainly studied. The results show that the primary Si crystals gradually become nodular, while the eutectic Si crystals with fine fibrous structure significantly increase with increasing the Sr content. After being modified by 0.1%Sr (mass fraction), the hardness of ZA35-4Si-3Sn alloy increases to 143 HB. The tensile strength and strain to failure are improved by about 45.8% and 151.5%, respectively. The modification mechanism is mainly ascribed to promote the nucleation and restrict the growth of eutectic Si crystals. Compared with ZA27 alloy, ZA35-4Si-3Sn-0.1Sr possesses lower friction coefficient. There is no significant change in wear properties under the low sliding speed of 200 r/min. However, the ZA35-4Si-3Sn-0.1Sr exhibits excellent friction and wear properties under high sliding speed of 400 r/min with lower temperature rising and wear loss.

wear-resistant zinc alloy; strontium modification; thermal analysis; friction; wear

2015-06-09; Accepted date: 2016-04-30

DU Jun; Tel: +86-20-87113597; E-mail: tandujun@sina.com

1004-0609(2016)-11-2247-09

TG146.1

A

2015-06-09；

2016-04-30

杜 軍，教授，博士；電話：030-87113597；E-mail：tandujun@sina.com