羅宗強(qiáng)，劉宇軒，譚 偉，白鴿玲，張衛(wèi)文

（1.華南理工大學(xué)機(jī)械與汽車工程學(xué)院，廣州510640；2.有研半導(dǎo)體材料股份有限公司，北京100088）

0 引 言

耐磨銅鎳合金具有高強(qiáng)度、耐磨損、耐腐蝕等一系列優(yōu)異的性能，特別是在高溫下有較好耐磨性能，因此在航空航天、化工、冶金、機(jī)械、汽車制造等領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用［1-2］。目前對(duì)于耐磨銅鎳合金的研究，大部分集中在銅-鎳-硅和銅-鎳-錫兩個(gè)合金系［3-8］。實(shí)際上，銅-鎳-鋁系也是一類非常重要的銅鎳耐磨合金。研究表明，在銅-鎳合金中添加鋁，可使得α固溶體中形成第二相（Ni3Al），產(chǎn)生第二相強(qiáng)化作用，大幅提高合金的強(qiáng)度和硬度。此外，在銅-鎳-鋁合金的基礎(chǔ)上，添加更多的微量合金元素，可進(jìn)一步改善合金的性能。在Cu-17Ni-3Al合金的基礎(chǔ)上，添加鐵、硅、鉻等合金元素，可獲得一種高強(qiáng)耐磨Cu-17Ni-3Al-X白銅合金（X代表鐵、硅、鉻等合金元素），它在高溫條件下具有優(yōu)異的力學(xué)性能和耐磨性能［9］，常用作重載機(jī)械的耐磨零件。但鑄態(tài)下這種合金在組織均勻性、鑄造質(zhì)量等方面存在難以克服的困難，使得該合金的性能潛力還難以得到充分發(fā)揮。

熱擠壓可以消除Cu-17Ni-3Al-X合金中的鑄造缺陷，改善合金中的夾雜物和第二物的形狀、大小及分布，細(xì)化合金晶粒，壓實(shí)縮松和縮孔，是提高合金性能的重要途徑之一。但以往關(guān)于Cu-17Ni-3Al-X合金的研究大多集中在熱擠壓工藝對(duì)材料力學(xué)性能和顯微組織的影響上［10-12］，而對(duì)合金耐磨性能影響的研究開展甚少，Cu-17Ni-3Al-X合金作為一種高強(qiáng)耐磨材料，探索其熱擠壓工藝和合金耐磨性能的關(guān)系有著重要的意義。為此，作者重點(diǎn)研究了不同擠壓溫度下合金的顯微組織和摩擦磨損性能，為進(jìn)一步提高該合金的耐磨性能，拓展其應(yīng)用領(lǐng)域奠定基礎(chǔ)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)原材料為電解銅（純度為99.96%）、電解鎳（純度為99.90%）、工業(yè)純鋁（純度為99.85%）、鉻鐵中間合金（Fe-61.5Cr）、鐵釘以及少量的其他微量合金。制備合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）為17.0Ni，3.0Al，1.5Fe，1.0Cr，≤1.0Si，≤1.0Ti，≤1.0Mn，余Cu。采用臥式離心鑄造方法獲得尺寸為φ820mm×φ660mm×125mm的鑄造毛坯，將毛坯機(jī)加工成尺寸為φ800mm×φ680mm×95mm的鑄錠。從鑄錠外壁沿軸向線切割截取φ50mm×50mm的圓柱形擠壓試樣，在YB32-200A型2 000kN的立式擠壓機(jī)上進(jìn)行熱擠壓試驗(yàn)，擠壓溫度設(shè)定為1 000，1 025，1 050，1 075 ，1 100℃，保溫時(shí)間約1h，以石墨加機(jī)油作為潤(rùn)滑劑，擠壓沖頭移動(dòng)速率約2mm·s-1，擠壓比約為10。擠壓前擠壓筒預(yù)熱至500℃，模具預(yù)熱至550℃。

在OPTIMOL SRV型摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行干摩擦磨損試驗(yàn)，采用點(diǎn)接觸式，載荷150N，預(yù)載50N，試驗(yàn)時(shí)間為30min。上試樣為φ10mm 的GCr15鋼球，硬度為62～63HRC，做直線往復(fù)運(yùn)動(dòng)，頻率50Hz，單邊振幅1.00mm；下試樣為試驗(yàn)合金，尺寸為φ24mm×7.9mm。試驗(yàn)合金和鋼球在試驗(yàn)前用丙酮進(jìn)行超聲清洗。用FEI Quanta200型掃描電鏡觀察合金磨損表面，并用附帶的能譜儀（EDS）測(cè)磨損表面微區(qū)化學(xué)成分；利用BMT Expert3D型形貌儀測(cè)磨損后試驗(yàn)合金的磨痕深度，用JC-20型讀數(shù)顯微鏡測(cè)磨斑在垂直和平行摩擦方向的尺寸，用式（1）計(jì)算其磨損體積Vs。

式中：ds為平行于摩擦方向的磨斑寬度；dp為垂直于摩擦方向的磨斑寬度；h為磨斑深度。

根據(jù)GB／T 228-2002在擠壓棒材上截取拉伸試樣，拉伸性能測(cè)試在CMT5105型微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速度為1mm·min-1，結(jié)果為3根試樣的平均值。硬度測(cè)試在HB-3000B型布氏硬度計(jì)上進(jìn)行，采用直徑為5.0mm的鋼球，載荷為7 355N，保壓時(shí)間為30s。銅基體的顯微硬度在HVS-1000B型維氏硬度計(jì)上進(jìn)行，采用金剛石鉆頭，施加載荷為0.49N，保壓時(shí)間為15s。以75%醋酸（30mL）＋HNO3（20mL）＋丙酮（30mL）混合溶液為腐蝕劑腐蝕硬度試樣的縱截面，用Leica型光學(xué)顯微鏡和FEI Quanta200型掃描電鏡觀察其顯微組織。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 摩擦磨損性能

由圖1可知，在干摩擦條件下，初始磨合階段，合金的摩擦因數(shù)隨摩擦?xí)r間的延長(zhǎng)而急劇上升，達(dá)到峰值后迅速降低，然后進(jìn)入到上下波動(dòng)幅度較大的震蕩期，大約300s后進(jìn)入到波動(dòng)幅度相對(duì)較小的相對(duì)穩(wěn)定階段。

鑄態(tài)合金的平均摩擦因數(shù)（0.91）最高；熱擠壓變形后，合金的平均摩擦因數(shù)都有不同程度的降低，熱擠壓溫度為1 000℃時(shí)其平均摩擦因數(shù)（0.78）最低；隨擠壓溫度的升高，熱擠壓態(tài)合金平均摩擦因數(shù)成波浪形變化，基本都處在0.78～0.88之間。

圖1 鑄態(tài)和不同溫度熱擠壓態(tài)合金的干摩擦因數(shù)與摩擦?xí)r間的關(guān)系曲線Fig.1 The friction coefficient vs friction time for cast alloy and alloys hot-extruded at different temperatures

從圖2中可知，鑄態(tài)合金磨損體積最大，為1.934mm3，熱擠壓變形后合金的磨損體積都有不同程度的下降；1 000℃熱擠壓態(tài)合金具有最小的磨損體積，相對(duì)于鑄態(tài)合金降低了約54%；1 075℃熱擠壓態(tài)合金磨損體積為1.352mm3，相對(duì)于鑄態(tài)合金下降約30%；1 050，1 100℃熱擠壓態(tài)合金則具有較大的磨損體積，相對(duì)于鑄態(tài)合金，磨損體積下降并不明顯。可以看出，隨熱擠壓溫度升高，合金耐磨性總體而言降低，1 050℃熱擠壓態(tài)合金的耐磨性最差，1 000℃熱擠壓態(tài)合金的耐磨性最好。

圖2 鑄態(tài)和不同溫度熱擠壓態(tài)合金的磨損體積Fig.2 The wear volumes for cast alloy and alloys hot-extruded at different temperatures

2.2 力學(xué)性能

從表1中可知，與鑄態(tài)合金相比，熱擠壓態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度、布氏硬度和塑性都得到了明顯提高；隨熱擠壓溫度的升高，合金的抗拉強(qiáng)度、硬度和基體顯微硬度總體呈降低趨勢(shì)，但伸長(zhǎng)率總體呈上升趨勢(shì)；擠壓溫度為1 075℃時(shí)，合金獲得最佳的強(qiáng)韌性，抗拉強(qiáng)度達(dá)994MPa，伸長(zhǎng)率達(dá)8%，布氏硬度為292HBS，基體顯微硬度為319HV，分別比鑄態(tài)合金提高了31%，280%，7%和11%。

表1 鑄態(tài)和不同溫度熱擠壓態(tài)合金的力學(xué)性能Tab.1 Mechanical properties of cast alloy and alloys hot-extruded at different temperatures

2.3 顯微組織

從圖3中可以看出，鑄態(tài)合金基體為典型的枝晶組織，第二相分布在晶界和枝晶間；經(jīng)過熱擠壓變形后，合金的顯微組織發(fā)生了明顯的變化，出現(xiàn)極為明顯的擠壓條帶，同時(shí)晶粒和第二相都顯著細(xì)化，從而導(dǎo)致擠壓合金的力學(xué)性能比鑄態(tài)合金大幅度提升。在1 000℃熱擠壓態(tài)合金中出現(xiàn)了與變形方向一致的擠壓纖維組織，同時(shí)發(fā)生了部分動(dòng)態(tài)再結(jié)晶；熱擠壓溫度從1 000℃升至1 025℃，合金中的纖維狀晶粒不斷長(zhǎng)大，而未發(fā)生再結(jié)晶的條帶區(qū)域逐漸減??；當(dāng)熱擠壓溫度為1 050℃時(shí)，擠壓纖維狀組織基本消失，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶已充分進(jìn)行，但由于變形的不均勻性導(dǎo)致晶粒尺寸也不均勻；熱擠壓溫度為1 075℃時(shí)，合金組織中均勻分布著大小近似的晶粒，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過程均勻充分。動(dòng)態(tài)再結(jié)晶組織的出現(xiàn)及其體積分?jǐn)?shù)增加將降低材料的強(qiáng)度，但有利于合金塑性的改善。但是，隨著擠壓溫度的提高，再結(jié)晶晶粒發(fā)生了明顯的長(zhǎng)大，導(dǎo)致合金的強(qiáng)度和塑性降低。

從圖4可見，與鑄態(tài)合金相比，熱擠壓態(tài)合金的磨痕區(qū)面積減小，磨損程度減弱，而且中心粘著區(qū)的面積減小，磨損沒有鑄態(tài)的嚴(yán)重。這是因?yàn)楹辖鹪跓釘D壓變形過程中發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和晶粒長(zhǎng)大，同時(shí)合金中的晶粒和第二相明顯細(xì)化，分布也更加均勻，顯著提高了合金的耐磨性能。

由圖5可知，合金表面磨損形貌有3個(gè)特征區(qū)域：一是靠近磨痕中心的Ⅰ區(qū)，該區(qū)域出現(xiàn)了許多凹坑，發(fā)生了嚴(yán)重的塑性變形，具有典型的粘著磨損特征；二是沿磨痕邊界分布且凸起的II區(qū)；三是介于中心區(qū)與凸起區(qū)之間有許多犁溝的III區(qū)。由圖6可知，磨痕中心區(qū)鐵和氧的含量比合金基體中的明顯增多。這是因?yàn)樵搮^(qū)域發(fā)生了嚴(yán)重的粘著磨損，在切向力的作用下，粘著點(diǎn)被剪斷并碾壓成磨屑；粘著磨損導(dǎo)致對(duì)磨GCr15鋼球中的材料轉(zhuǎn)移，使得磨痕中心區(qū)的鐵元素含量明顯增多。另外，摩擦過程中的高應(yīng)力導(dǎo)致摩擦副表面溫度急劇升高，使得該區(qū)域的元素發(fā)生氧化反應(yīng)，也使得氧含量大大增加。在II區(qū)，接觸應(yīng)力較小，中心粘著區(qū)形成并排出的磨屑往往集聚于此，在對(duì)磨鋼球的往復(fù)作用下，合金表面便會(huì)形成犁溝劃痕，發(fā)生磨粒磨損。該區(qū)域的元素含量與基體部分相差不大，也沒有發(fā)生氧化反應(yīng)。在切應(yīng)力的作用下，在III區(qū)局部堆積碾壓，最后形成了黑色片層結(jié)構(gòu)，該區(qū)域的元素含量與種類與磨屑大致相同。

圖3 鑄態(tài)和不同溫度熱擠壓態(tài)合金的顯微組織Fig.3 The microstructure of the cast（a）and alloys hot-extruded at different temperatures（b-f）

圖4 干摩擦條件下鑄態(tài)和1 000℃熱擠壓態(tài)合金的磨損形貌Fig.4 Worn morphology of the cast alloy（a）and the alloy hot-extruded at 1 000℃ （b）in dry friction condition

與鑄態(tài)合金的磨損形貌相比，熱擠壓變形合金的磨損形貌發(fā)生了明顯的變化，首先是磨痕區(qū)的面積減小，其次是磨損程度減弱，中心粘著區(qū)的磨損沒有鑄態(tài)的嚴(yán)重。這是因?yàn)闊釘D壓變形后，合金組織明顯細(xì)化，合金強(qiáng)度和硬度顯著增大，導(dǎo)致合金抗磨損能力快速提高。同時(shí)值得注意的是熱變形合金的磨損體積并不是隨擠壓溫度的升高而單調(diào)變化，這與不同擠壓溫度下的微觀組織狀態(tài)有關(guān)。從圖3可知，1 050℃擠壓時(shí)，合金中既有擠壓態(tài)組織，又有再結(jié)晶組織，組織中既包含擠壓過程中形成的帶狀組織，又有回復(fù)再結(jié)晶形成的等軸晶組織；1 100℃擠壓時(shí)，合金發(fā)生了明顯的再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大，合金晶粒大小和組織的不均勻性將導(dǎo)致合金的磨損表面形貌發(fā)生變化。擠壓溫度為1 000℃時(shí)，合金磨痕面積比擠壓溫度為1 075℃時(shí)要明顯減少，中心粘著區(qū)發(fā)生輕微塑性變形的面積也略微減小，磨損程度減弱，因此當(dāng)擠壓溫度為1 000℃時(shí)，合金可以獲得較好的耐磨性能。

圖5 干摩擦條件下1 050℃熱擠壓態(tài)合金不同區(qū)域的磨損表面形貌Fig.5 The wear morphology of the alloy extruded at 1 050℃in dry friction condition

圖6 合金基體及圖5所示磨損表面不同位置處的EDS譜Fig.6 EDS spectra of the matrix（a）and different positions（b-d）in worn surface of the alloy shown in the Fig.5

3 結(jié) 論

（1）干摩擦條件下，鑄態(tài)Cu-17Ni-3Al-X合金經(jīng)1 000～1 100℃熱擠壓變形后，合金的摩擦因數(shù)、磨損體積都有不同程度的降低；隨熱擠壓溫度的升高，合金耐磨性降低，當(dāng)溫度為1 000℃時(shí)，合金可以獲得最佳的耐磨性能，其磨損體積比鑄態(tài)合金降低了54%。

（2）隨熱擠壓溫度的升高，合金抗拉強(qiáng)度和硬度總體呈降低趨勢(shì)，但伸長(zhǎng)率總體呈上升趨勢(shì)；伸長(zhǎng)率略有提高，擠壓溫度為1 075℃時(shí)，合金抗拉強(qiáng)度達(dá)994MPa，伸長(zhǎng)率達(dá)8%，布氏硬度為292HBS，基體顯微硬度為319HV，分別比鑄態(tài)合金提高了31%，280%，7%和11%。

（3）合金主要磨損機(jī)制為粘著磨損和磨粒磨損；熱擠壓變形合金耐磨性提高的主要原因是熱擠壓變形對(duì)合金起到了細(xì)晶強(qiáng)化的效果，減弱了合金基體的粘著磨損。

［1］GLOVER T J.Copper-nickel alloy for the construction of ship and boat hulls［J］.British Corrosion Journal，1982，17（4）：155-158.

［2］KEAR G，BARKER B D，STOKES K，et al.Electrochemical corrosion behavior of 90-10Cu-Ni alloy in chloride-based electrolytes［J］.Journal of Applied Electrochemistry，2004，34：659-669.

［3］袁子洲，張勁松，陳秀娟，等.Cu15Ni8SnNb合金帶材的深冷處理強(qiáng)化及微細(xì)組織研究［J］.機(jī)械工程材料，2003，27（7）：28-34.

［4］SINGH J B，CAI W，BELLON P.Dry silding of Cu-15wt% Ni-8wt% Sn bronze：wear behaviour and microstructures［J］.Wear，2007，263（1／6）：830-841.

［5］ZHAO D M，DONG Q M ，LIU P.Structure and strength of the age hardened Cu-Ni-Si alloy［J］.Materials Chemistry and Physics，2003，79（1）：81-86.

［6］范莉，劉平，賈淑果，等.集成電路用銅-鎳-硅合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為［J］.機(jī)械工程材料，2009，33（6）：25-28.

［7］鄧猛，賈淑果，陳少華，等.銅鎳硅鋅鎂合金的時(shí)效析出動(dòng)力學(xué)［J］.機(jī)械工程材料，2014，38（3）：10-13

［8］RATKA J O，CRIBB W R.Copper spinodal alloys［J］.Advanced Materials and Processes，2002，160（11）：27-30.

［9］ZHANG W W，XIA W，WEN L P.Mechanical properties and tribological behavior of a cast heat-resisting copper based alloy［J］.Journal of Central South University of Technology，2002，9（4）：235-240.

［10］鐘衛(wèi)佳.銅合金加工技術(shù)實(shí)用手冊(cè)［M］.北京：冶金工業(yè)出版社，2007.

［11］SIERPI?SKI Z，GRYZIECKI J.Phase transformations and strengthening during ageing of CuNi10Al3alloy［J］.Materials Science and Engineering：A，1999，264：279-285

［12］TAN W，WENG Y H，LUO Z Q，et al.Influence of extrusion temperature on microstructures and properties of Cu-17Ni-3Al-X alloy［J］.Materials Science Forum，2013，749：105-111.