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)重點實驗室，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，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，國內(nèi)的眾多學(xué)者對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，且對該種合金的耐磨性能試驗也僅僅考慮在室溫環(huán)境下進(jìn)行[5-10]，而對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，并且討論了溫度對該合金摩擦磨損性能的影響。

1 實驗

1.1 試驗材料

試驗的多元鋁青銅合金所用的銅為1號電解銅，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。在無保護(hù)氣、常壓下，采用中頻爐共裝法一次熔煉，加料的順序為先將鋁錠加入坩堝中，鋁錠熔化后加入純鐵，經(jīng)攪拌全部熔化后再升溫加1號電解銅、Ni、Mn等元素，試驗鋁青銅合金熔煉時用六氯乙烷進(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 試驗方法

試驗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洛氏硬度儀測定洛氏硬度，將力學(xué)性能試樣按照 GBT228—2002《金屬拉伸試驗試樣》的要求加工成棒狀試樣，采用CMT5305微機(jī)控制電子萬能實驗機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗，摩擦磨損試驗在UMT-2摩擦磨損試驗儀上進(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，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合金的相組成，并用能譜分析儀EDS對各種形態(tài)的相進(jìn)行定量或半定量的分析。

2 結(jié)果與討論

2.1 試驗合金的組織

試驗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，時效)。由圖1(a)和(b)可以看出，合金中存在枝晶偏析，經(jīng)過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，黑色的點狀、桿狀相周圍的白色相(2部分)為γ2相。經(jīng)過(950℃，2 h，固溶)+(550℃，4 h，時效)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(見圖2(b))，相對于圖1(b)可以看出，固溶時效處理對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 試驗合金的力學(xué)性能

試驗合金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，伸長率與之相比則較低，而Cu-12Al-X合金經(jīng)過固溶時效處理后，抗拉強(qiáng)度及硬度值均大幅度提升，伸長率有所下降。這是因為：一方面，Cu-12Al-X合金相對于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′相中形成過飽和固溶體，隨后進(jìn)行的時效則是過飽和固溶體β′相脫溶過程，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于ZCuAl10Fe3合金的來看，宏觀上無頸縮現(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，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 試驗多元鋁青銅的力學(xué)性能Table1 Mechanical properties of multi-aluminum bronze

圖3 試驗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 試驗合金的摩擦磨損行為

2.3.1 試驗合金在常溫下的摩擦磨損行為

試驗合金 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。這是因為試驗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)過固溶時效處理(950℃，2 h，固溶)+(550℃，4 h，時效)后，β′、γ2和k相硬質(zhì)相均勻地分布在軟基α相上，保證合金同時具有較好的強(qiáng)度及韌性，這就說明Cu-12Al-X/HT合金相對于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)過固溶時效處理以后，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 試驗合金的摩擦因數(shù)曲線Fig.4 Friction coefficient of tested alloys

表2 試驗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)，說明磨損機(jī)制以磨粒磨損為主，并兼有一定的粘著磨損，對比圖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，對圖5(d)箭頭所指區(qū)域進(jìn)行EDS能譜分析(見表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。這說明Al2O3球與合金試樣在往復(fù)摩擦接觸過程中，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，Al2O3球與k、γ2相硬質(zhì)點進(jìn)行點接觸，摩擦使得這些硬質(zhì)點周圍產(chǎn)生微裂紋進(jìn)而造成小塊硬質(zhì)點脫落。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 試驗合金在高溫下的摩擦磨損行為

圖5 試驗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兩種試驗合金在100℃下的磨損量相對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)，說明磨損過程中產(chǎn)生了嚴(yán)重的粘著、氧化。從圖6可以看出，溫度升高使得試驗合金的摩擦因數(shù)產(chǎn)生較大波動，摩擦磨損過程不穩(wěn)定，分布在軟基α相上的γ2和k相硬質(zhì)點不能起到支撐作用，當(dāng)磨球在軟化的α相基體中接觸到硬質(zhì)點時，摩擦劇烈波動，使得摩擦因數(shù)上下浮動。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(見表2)，這可能與摩擦過程中磨痕表面形成的氧化物起到固體潤滑作用有關(guān)[16-17]。

試驗合金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，磨痕表面無明顯的犁溝出現(xiàn)，從其放大圖(見圖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。這是因為在100℃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，可有效抵抗溫度對耐磨性的影響[1,14]；而經(jīng)過固溶時效處理以后即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(見圖7(b))，另一種是沿著摩擦方向形成的大面積的長條形物質(zhì)(見圖7 (c)、(e)、(f))；為了進(jìn)一步研究在高溫下試驗合金磨痕表面粘著的磨屑，對圖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，在高溫摩擦磨損過程中，磨損表面在溫度的作用下會產(chǎn)生氧化作用，且對同一狀態(tài)的合金而言，隨著溫度的升高，氧化程度會加劇[18]。分析認(rèn)為：表面的粘著物一部分來源于試驗合金中活性元素磨損氧化生成的氧化物；另一部分來源于k、γ2硬質(zhì)相在摩擦過程中脫落的磨屑，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)過固溶時效處理以后，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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