2017, Vol. 45
文章信息
- 樊振中, 熊艳才, 陆政, 孙刚, 王胜强
- FAN Zhen-zhong, XIONG Yan-cai, LU Zheng, SUN Gang, WANG Sheng-qiang
- Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti轴承合金微观组织与力学性能
- Microstructures and Mechanical Properties of Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti Bearing Alloy
- 材料工程, 2017, 45(6): 8-16
- Journal of Materials Engineering, 2017, 45(6): 8-16.
- http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2016.001029
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文章历史
- 收稿日期: 2016-09-24
- 修订日期: 2017-02-26
2. 北京市先进铝合金材料及应用工程技术研究中心, 北京 100095
2. Beijing Engineering Research Center of Advanced Aluminum Alloys and Applications, Beijing 100095, China
轴承合金材料是用来制造轴瓦、轴套等零件的材料，主要用于支撑轴或轴上的回转构件使其正常工作和转动，是国防军工行业中的重要构件[1-4]。随着现代轨道交通行业机组向高速、大型化方向发展，对轴承合金的承载能力、润滑性能与可靠性等提出了更高的要求，传统的轴承合金高温承载能力较差，随着摩擦磨损服役环境温度升高，易出现严重的黏着磨损引发烧瓦[5-7]。铜基轴承合金的承载能力与疲劳性能较佳，但其表面顺应性、嵌藏性与润滑性能较差，易损伤轴承，使用时须在表面增设铅锡二元或三元合金镀层，制造成本随之上升[8-11]。铝基轴承合金是近年发展起来的一种优良减摩材料，具有质轻、比强度高、抗疲劳性能好、导热性好及优异的耐蚀性能、耐摩擦磨损性能，在轨道交通行业、航空航天、机械制造等领域应用十分广泛[12, 13]。
铝基轴承合金主要包括铝锡系、铝铅系、铝硅系与铝锌系，综合材料结构减重、制造成本与合金性能考虑，铝锡系轴承合金的应用最为广泛[14]。添加Ni元素可有效地提高合金热稳定性能与强度，Cu元素的加入不仅减小了Al-Sn共晶网状结构的尺寸，同时固溶过程析出Al2Cu相的弥散强化效果，使得合金强度与疲劳性能得以提高；Si元素添加后硅相颗粒的“抛光机制”，改善了合金的承载能力与热膨胀系数；Mg元素可细化Sn相，抑制硅相颗粒与Al-Sn离异共晶组织的长大；Fe元素可细化晶粒组织并提高合金的热稳定性能，Al-Sn-Ni-Cu系轴承合金在国外得到了广泛的研究与工业应用[15, 16]。国内学者研究了碳纳米管、氧化铝陶瓷颗粒与SiC等掺杂复合轴承合金的制备与摩擦性能。结果表明，复合轴承合金具有较为优异的耐高温摩擦性能，但制备成本较高，难以广泛推广使用[6, 7, 11]。曾刚等[12]、Kamal等[13]与Lu等[16]研究了Mg，Si等添加元素对Al-Sn轴承合金微观组织的影响，但对Al-Sn合金摩擦性能开展的研究较少。目前国内轴承合金仍以Al-Pb系为主，Pb是重金属元素，对环境具有毒副作用，且力学性能、耐蚀性能与抗摩擦磨损性能较差，而国内针对Al-Sn-Ni-Cu系轴承合金开展的相关研究较少。
本工作利用砂型铸造方法制备了Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti轴承合金构件，研究了铸态、退火态与时效态下轴承合金的微观组织与力学性能，同时采用盘-销式摩擦副考察了不同状态下Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti轴承合金的摩擦磨损性能。
1 实验材料与方法 1.1 实验材料实验材料为Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金，其化学成分见表 1。合金熔炼采用300kg电阻熔化炉，首先加入高纯Al锭，加热至800℃加入纯Cu铸锭、Al-10Ni与Al-4Fe中间合金；降温至740~750℃加入Al-5Ti-B中间合金，采用C2Cl6与TiO2精炼除气15min，之后降温加入纯Sn铸锭，静置12min后进行支臂构件树脂砂铸型的浇注，如图 1所示。
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图 1 支臂构件浇注系统设计示意图 (a) 俯视图；(b) 正视图Fig. 1 Gating system design schematic diagrams of arm casting (a) top view; (b) front view |
| Ni | Cu | Fe | Mg | Mn | Si | Ti | Sn | Al |
| 1.1 | 1.0 | 0.21 | 0.20 | 0.12 | 0.15 | 0.2 | 7.0 | Bal |
Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti轴承合金摩擦磨损性能测试在MPX-2000型摩擦磨损试验机上完成。摩擦工况为盘-销式，盘式摩擦副直径为65mm，厚度为3mm，销式摩擦副尺寸为22mm×18mm×14mm，摩擦副转速为1000r/min，施加载荷为400N，摩擦副工作时间为30min，润滑介质选用46#工业齿轮油。采用精度为0.01mg的光电天平称量摩擦副磨损前后质量，其差值即为质量磨损量，进而计算摩擦副体积磨损量，每对盘-销摩擦副测量3次并取其平均值。支臂构件重力充型过程采用PROCAST软件进行FEM仿真计算，支臂构件网格剖分尺寸为4.5mm，网格剖分数量为527436；树脂砂铸型网格剖分尺寸为10mm，网格剖分数量为368468；铸件/铸型界面选择刚性接触，铸件/铸型界面换热系数设置为500W/(m2·K)，重力充型速率设置为－1cm·s-1，图 2所示为支臂构件与树脂砂铸型的网格剖分示意图。
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图 2 FEM网格剖分示意图 (a) 树脂砂铸型；(b) 支臂构件Fig. 2 Schematic diagrams of FEM meshing (a) resin sand mold; (b) arm casting |
Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金的退火与时效热处理在SLH101型数显电热鼓风干燥箱时效炉内完成，力学性能测试在WDW-100KN试验机上完成，夹头移动速率为2mm/min；布氏硬度测试由S150001数显布氏硬度测试仪完成，加载载荷为10N，加载时间为15s。合金微观组织OM测试由AX10ZIESS光学显微镜完成，金相腐蚀剂选用低浓度混合酸，体积比为HF:HCl:HNO3:H2O=2:3:5:195，晶间腐蚀剂为1L H2O，57g NaCl，10mL H2O2。合金材料氢含量测试由KZCH-2型自动测氢仪完成，拉伸试样的断口形貌利用FEI-Quanta 600扫描电子显微镜分析，使用IN-CAx-sight 6247能谱分析仪对拉伸断口进行面元素含量标定。表 2所示为Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金不同退火与时效热处理制度的工艺参数。
| Heat treatment | Temperature/℃ | Time/h |
| Artificial aging 1 | 175 | 8 |
| Artificial aging 2 | 175 | 10 |
| Artificial aging 3 | 175 | 12 |
| Annealing 1 | 340 | 2 |
| Annealing 2 | 340 | 4 |
| Annealing 3 | 340 | 6 |
合金收缩率直接关系到合金批量化生产时工装模具的设计制造，合金的组织致密性直接影响收缩率的测试。本工作以支臂构件为研究对象，采用FEM方法对支臂构件凝固冷却过程固相分布进行了仿真分析，结果见图 3。充型凝固至21.9s时，凝固形核结晶起始于铸件尖端区域，随着铸件/铸型界面热量传输与交换过程的持续进行，支臂构件自下而上依序凝固；当凝固至311.5s时，平板区域已凝固约70%，见图 3(c)。随着凝固冷却过程的持续进行，平板区域由边缘向心部逐步凝固，当凝固至551.2s时，凝固已基本完毕，见图 3(e)。由图 3仿真计算结果可知：支臂构件实现了自下而上与自边缘向心部的顺序凝固。本实验同时测试了Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金熔体C2Cl6精炼前后、氩气旋转喷吹与静置处理前后合金熔体内部的氢气含量，如图 4所示。C2Cl6精炼前后合金熔体内部氢气含量分别为0.28×10-6与0.26×10-6；采用氩气旋转喷吹前期，熔体表层氧化膜在旋转作用下破碎剥离，大量氢气扩散至熔体内部，之后随着氩气旋转喷吹持续进行，熔体内部氢气含量控制在了0.15×10-6以下；静置处理前合金熔体氢气总含量为0.27×10-6，经静置处理后合金熔体氢气含量为0.19×10-6。
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图 3 支臂构件凝固固相FEM计算结果 (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 |
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图 4 合金熔体氢含量测试结果Fig. 4 Hydrogen content test results of melting alloy |
Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金收缩率测试基于支臂构件3D实物扫描与理论模型数据对比拟合反求计算得到。支臂构件3D实物扫描尺寸叠加偏差尺寸后即为支臂构件的真实尺寸，真实尺寸与理论尺寸偏差值即为尺寸收缩值，将尺寸收缩值与真实尺寸进行求解计算，即可得到Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金的线收缩率。图 5所示为支臂构件3D扫描与理论模型的拟合对比结果。Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金收缩率测试结果见表 3，由表 3测试结果进行计算，可知Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金凝固平均线收缩率为1.13%。
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图 5 支臂构件尺寸对比分析Fig. 5 Comparative size analysis of arm casting |
| Test number |
Theoretical size/mm |
3D scanning size/mm |
Size deviation/ mm |
Length/ mm |
Shrinkage/ % |
| 1 | 780 | 788.40 | 0.34 | 788.74 | 1.12 |
| 2 | 690 | 697.51 | 0.36 | 697.87 | 1.14 |
| 3 | 550 | 555.80 | 0.42 | 556.22 | 1.13 |
| 4 | 428 | 432.50 | 0.38 | 432.88 | 1.14 |
| 5 | 267 | 269.62 | 0.34 | 269.96 | 1.11 |
| 6 | 188 | 189.67 | 0.44 | 190.11 | 1.12 |
| 7 | 108 | 108.82 | 0.42 | 109.24 | 1.15 |
| 8 | 45 | 45.15 | 0.36 | 45.51 | 1.13 |
图 6(a)所示为Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金的铸态微观组织，Al-Sn合金为偏晶合金，在凝固过程中存在两液相共存温度区间，此温度梯度下液相在Stock和Marangoni运动作用下发生两相分离，高熔点相结晶形核并以“液滴”形貌析出，在液相表面张力作用下发生分离[17-20]。图 6(a)中铸态微观组织主要由球形的初生α-Al基体、细小的二次α-Al相和板片状与骨骼状的共晶Sn相组成，初生α-Al基体的平均晶粒尺寸约为182μm，共晶Sn相沿晶界均匀分布。低温时效热处理可以在不损伤材料塑韧性条件下，有效提高基体的强度。随着时效热处理过程的持续进行，沿晶界均匀分布的板片状与骨骼状共晶Sn相受热量传输与界面张力影响，细长的板片状形貌逐渐转变为短棒状，骨骼状形貌上交叉分布的共晶Sn相在界面张力作用下，互相消融，见图 6(b)。经175℃时效保温10h后，大量板片状与骨骼状共晶Sn相因吸收热量而消融，共晶Sn相形貌转变为均匀致密的网状组织，呈层片状沿晶界均匀分布，包裹在初生α-Al基体周围，见图 6(c)。时效保温12h后，大量热量传输交换至初生α-Al基体与晶界内部，部分沿晶界分布的共晶Sn相吸热脱溶，在晶界处形成空腔；部分在界面张力作用下，形貌转变为细长的针状与多边形状，见图 6(d)。
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图 6 OM微观组织形貌(a) 铸态；(b)175℃时效8h；(c)175℃时效10h；(d)175℃时效12h；(e)340℃退火2h；(f)340℃退火4h；(g)340℃退火6h Fig. 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 |
合金的微观组织在退火热处理过程中更加均匀细化，组织稳定性得以提升。Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金在340℃退火2h后，铸态组织下沿晶界均匀分布的共晶Sn相 (熔点231.89℃) 受热熔化，板片状与骨骼状形貌逐渐转变为层片状；部分共晶Sn相脱溶析出，在晶界处形成空腔，见图 6(e)。随着退火热处理保温时间的延长，晶界处吸收了大量的热量，大量沿晶界分布的共晶Sn相处于“临液态”状态，在界面张力相互吸引作用下，层片状形貌转变为短棒状，沿晶界均匀包裹初生α-Al基体，如图 6(f)所示。当退火热处理保温时间延长至6h时，大量沿晶界分布的共晶Sn相受热脱溶析出，在晶界上残留了大量的空腔，晶界上分布的共晶Sn相数量明显减少，见图 6(g)。
2.3 力学性能测试分析表 4所示为Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金不同状态下力学性能测试结果。铸态微观组织下Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金的平均抗拉强度、屈服强度、伸长率与布氏硬度分别为191，147MPa，15.6%与34.6HBS。随着低温时效与退火热处理过程的进行，Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金的抗拉强度均随之上升，在175℃下保温8，10h与12h后，合金平均抗拉强度随之上升至228，208MPa与216MPa，经低温时效热处理后，合金抗拉强度平均上升了13.8%；在340℃下退火2，4h与6h后，合金平均抗拉强度分别增至209，204MPa与178MPa，经退火热处理后，合金平均抗拉强度基本保持不变。沿初生α-Al基体晶界均匀分布的共晶Sn相在低温时效与退火热处理过程中，吸收了大量的热量，在界面张力作用下，共晶Sn相的形貌随之不断转变，部分共晶Sn相脱溶析出，在晶界处残留了一定数量的空腔，晶界区域的致密度随之下降；与铸态组织相比，经低温时效与退火热处理后，合金的屈服强度均有所下降。在175℃下保温8，10h与12h后，合金平均屈服强度分别为148.7，146.3MPa与144.6MPa；在340℃下退火2，4h与6h后，合金平均屈服强度分别降至141.0，135.0MPa与131.6MPa，分别降低了4.1%，8.16%与10.48%。在短时低温时效与退火热处理过程中，沿晶界分布的板片状与骨骼状共晶Sn相形貌逐渐转变为层片状与短棒状，共晶Sn相边缘形貌由尖角过渡为圆形，降低了拉伸实验过程中的应力集中程度，合金伸长率随之得以提升；随着保温时间的延长，晶界区域大量共晶Sn相脱溶析出，承受应力载荷的有效面积随之减小，伸长率下降明显[21]。经175℃保温8，10h与12h后，合金平均伸长率为22.8%，18.5%与12.8%；分别上升了46.2%，18.6%与下降了17.9%；经340℃退火2，4h与6h后，合金平均伸长率为21.2%，17.6%与11.1%，分别上升了35.7%, 13.0%与下降了28.7%。低温时效与退火热处理过程中析出的强化相和初生α-Al基体抵抗变形能力的提升均有效提高了Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金的基体强度 (布氏硬度)，且合金在退火热处理过程中，受热扩散影响，铸态微观组织的分布更加均匀，布氏硬度测试平均值差值明显降低[22]。经175℃保温8，10h与12h后，合金平均布氏硬度分别为34.8，37.2HBS与39.7HBS；分别上升了2.0%, 10.2%与17.4%；经340℃退火2，4h与6h后，合金平均布氏硬度分别为32.8，34.5HBS与36.8HBS，退火保温4h与6h后分别上升了2.4%与8.9%。
| State | Tensile strength/MPa | Yield strength/MPa | Elongation/% | Brinell hardness |
| As-cast | 191 | 147.0 | 15.6 | 34.6 |
| Artificial aging at 175℃ for 8h | 228 | 148.7 | 22.8 | 34.8 |
| Artificial aging at 175℃ for 10h | 208 | 146.3 | 18.5 | 37.2 |
| Artificial aging at 175℃ for 12h | 216 | 144.6 | 12.8 | 39.7 |
| Annealing at 340℃ for 2h | 209 | 141.0 | 21.2 | 32.8 |
| Annealing at 340℃ for 4h | 204 | 135.0 | 17.6 | 34.5 |
| Annealing at 340℃ for 6h | 178 | 131.6 | 11.1 | 36.8 |
Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金不同热处理状态下拉伸试样SEM断口形貌见图 7。由图 7(a)中箭头与矩形线框标识位置可知：Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金铸态组织断裂机制为沿晶断裂与韧窝断裂，当拉伸载荷应力集中分布在晶界处共晶Sn相时，屈服强度较低的共晶Sn相将被撕裂，微观裂纹沿晶界延伸扩展，形成明亮的带状沿晶裂纹；当拉伸载荷应力集中分布在初生α-Al基体时，不断叠加的拉伸应力最终超出基体的屈服强度并沿晶粒延伸扩展，在断口表面残留下大量的韧窝。由于铸态微观组织未经热处理，铸态组织均匀化程度较低，分布在断口表面的韧窝尺寸大小不一，相差数倍，如图 7(b)中箭头位置所示。经175℃时效10h后，沿晶界分布的共晶Sn相形貌由板片状与骨骼状转变为层片状，均匀覆盖在初生α-Al基体周围，当拉伸载荷应力集中分布在共晶Sn相时，微观裂纹沿层片状的共晶Sn相扩展延伸，在断口表面残留了层片状的剪切裂纹，如图 7(c)箭头位置所示，沿初生α-Al基体延伸扩展的拉伸应力将在断口表面残留了大量的细小韧窝。当合金经340℃退火6h后，大量沿晶界分布的共晶Sn相吸热脱溶析出，大量初生α-Al晶粒裸露在基体组织中，如图 7(d)中矩形线框位置所示；合金基体组织抵抗应力集中的能力被削弱，当应力叠加峰值超出基体组织屈服强度时，微观裂纹将沿晶界扩展至初生α-Al晶粒内部，初生α-Al晶粒被不断撕裂，在断口表面残留大量的裂纹扩展台阶，如图 7(e)箭头位置所示，严重削弱了Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金的强度与塑韧性。
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图 7 SEM断口形貌 (a), (b) 铸态；(c)175℃时效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 |
图 8所示为不同状态下Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti轴承合金摩擦磨损性能测试结果。铸态组织下沿初生α-Al基体内部与晶界分布的硬质点相，与基体结合强度较大，较硬的微凸体对摩擦副产生微切削作用，在摩擦副表面残留大量的犁沟，产生犁削磨损；一些硬质点相在摩擦过程中剥落，高速切削摩擦副在其表面形成了一定数量的微凹坑，如图 8(a)箭头位置所示。经175℃低温时效10h，沿晶界均匀分布的共晶Sn相形貌转变为层片状，均匀致密地包裹在初生α-Al基体周围，在摩擦副的高速旋转过程中，层片状共晶Sn相受剪切应力作用，剪切剥落的层片状共晶Sn相平铺在摩擦副表面，起到了良好的减摩耐磨效果，摩擦副表面仅残留微量的犁沟划痕，见图 8(b)。340℃退火6h后，大量沿晶界分布的共晶Sn相吸热脱溶析出，裸露的初生α-Al晶粒直接发生摩擦接触，由于基体材料此状态下的屈服强度仅为41.6MPa，互相接触的初生α-Al晶粒将会出现大面积的塑性变形，形成摩擦副焊合，产生严重的黏着磨损，在摩擦副表面残留了尺寸较大的微凹坑；同时初生α-Al晶粒内部的硬质点相在微切削作用下，从基体上被大量剥离，从而产生严重的剥落磨损，在摩擦副表面残留大量细小的剥落颗粒碎屑，如图 8(c)中箭头位置所示。图 8(d)所示为图 8(c)中矩形线框区域的EDS分析结果，结果显示矩形线框区域内Ti，Mn与Si元素含量较基体含量高，与摩擦副表面大量残留的硬质剥落颗粒相吻合。不同状态Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金摩擦因数测试结果见图 8(e)，由于铸态微观组织中共晶Sn相的分布不均匀，铸态组织摩擦因数波动频率较大，摩擦初始阶段，沿晶界分布的共晶Sn相起到了良好的减摩效果，随着摩擦过程的持续进行，摩擦副表面部分共晶Sn相脱溶析出，导致基体产生黏着磨损，摩擦因数随之连续上升，平均摩擦因数为0.018，摩擦副体积磨损量为0.36%。经175℃低温时效10h后，共晶Sn相沿晶界均匀弥散分布，包裹在初生α-Al晶粒外表面，起到了良好的减摩耐磨效果，摩擦因数波动频率较小，平均摩擦因数仅为0.014，体积磨损量为0.14%。当Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金经340℃退火6h后，晶界处分布的共晶Sn相大量脱溶析出，摩擦副表面摩擦磨损机制以黏着磨损与犁削磨损为主，随着大量硬质颗粒相的破碎剥落，摩擦副表面服役环境进一步恶化，摩擦因数随着实验时间的延长急剧上升，平均摩擦因数达到了0.025，体积磨损量为0.8%。与铸态和340℃退火6h相比，经175℃时效10h后，摩擦因数降低了28.6%与78.6%，体积磨损量减少了157.1%与471.4%。
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图 8 摩擦副SEM与EDS测试表征 (a) 铸态；(b)175℃时效10h；(c)340℃退火6h；(d) EDS分析；(e) 摩擦因数测试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 |
(1) 经双级精炼除气，合金熔体氢气总含量为0.19×10-6，支臂构件重力充型下实现了自下而上与自边缘向心部的顺序凝固，结合3D实物扫描与理论模型数据对比拟合反求计算可得Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金凝固平均线收缩率为1.13%。
(2) 随着低温时效与退火热处理过程的进行，铸态微观组织中呈板片状与骨骼状沿晶界分布的共晶Sn相形貌逐渐转变为层片状，当保温时间过长时，多数共晶Sn相受界面张力作用转变为层片状形貌，部分共晶Sn相吸热脱溶析出，在晶界处残留一定数量的空腔，初生α-Al基体平均晶粒尺寸约为182μm。
(3) 经低温时效与退火热处理后，Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金抗拉强度略有上升，屈服强度保持不变，伸长率与布氏硬度均呈现出先上升后下降的变化趋势；经175℃时效10h后，合金抗拉强度与伸长率达到了208MPa与18.5%；与铸态相比，摩擦因数降低了28.6%，体积磨损量减少了157.1%，断口形貌以沿晶断裂与韧窝断裂为主。
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