硬質(zhì)顆粒TiC對(duì)Al-Sn-Cu合金性能影響研究

曹剛，尹延國(guó)，李聰敏，許明，李蓉蓉

(合肥工業(yè)大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，合肥 230009)

我國(guó)是鋁材生產(chǎn)應(yīng)用大國(guó)，鋁合金材料在工程機(jī)械等領(lǐng)域有重要的應(yīng)用，特別是在一些精密零部件上，經(jīng)過特別加工制造的鋁合金材料具有無可替代性[1]。隨著社會(huì)的發(fā)展進(jìn)步，鋁基材料作為新型滑動(dòng)軸承材料逐漸被更多研究人員重視[2-4]。良好的抗黏咬性、耐磨減摩性、耐腐蝕性、順應(yīng)性和嵌韌性等綜合性能是新型鋁基材料的特點(diǎn)，同時(shí)又具有密度小，導(dǎo)熱性好，承載能力強(qiáng)，疲勞強(qiáng)度高等優(yōu)越性能[5]，正逐漸取代傳統(tǒng)的錫青銅合金和巴氏合金，成為主要的滑動(dòng)軸承材料[6-7]。具良好性能的鋁錫合金可以提高發(fā)動(dòng)機(jī)的性能，節(jié)省大量的能源與材料，從而實(shí)現(xiàn)節(jié)能環(huán)保[8-9]。

TiC顆粒能夠使材料具有高強(qiáng)度、高韌性和高耐磨性，例如研究人員采用熔體超聲處理(UTS)將TiC顆粒加入AA2219合金使其強(qiáng)度與硬度得到了明顯提升。研究表明：TiC顆粒均勻分布于基體材料中，對(duì)材料具有強(qiáng)化作用，與其他強(qiáng)化材料相比，基體材料中加入TiC顆粒后具有更佳的力學(xué)性能和摩擦學(xué)性能[10-12]。

在Al-Sn-Cu合金材料中，合金組織的組成物為α(Al)，β(Sn)及Al2Cu化合物。經(jīng)過(480 ℃, 19 h)均勻化熱處理工藝，連續(xù)的網(wǎng)狀β(Sn)相消失，出現(xiàn)球狀和塊狀β(Sn)相，其依附或者圍繞在Al2Cu周圍。隨著材料中Sn含量的添加，鋁銅合金的強(qiáng)度增加，塑性有所降低，合金材料的減摩耐磨性不足[13-15]。雖然TiC顆粒對(duì)基體材料性能增強(qiáng)作用顯著，但關(guān)于向Al-Sn-Cu合金材料中添加TiC顆粒的研究鮮見報(bào)道。

為提升Al-Sn-Cu合金材料的綜合性能，擴(kuò)大其應(yīng)用范圍，嘗試在Al-Sn-Cu合金材料中添加TiC顆粒，深入研究TiC顆粒對(duì)Al-Sn-Cu合金微觀組織、硬度及摩擦磨損性能的影響，為鋁基滑動(dòng)軸承材料的研究提供理論指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)方案

1.1 試樣制備

原材料為純鋁錠(純度≥99.7%)、錫塊、純銅錠(純度≥99.9%)和Al-Ti-C中間合金，Al-Ti-C中間合金中的TiC占3%。Al-Sn-Cu-TiC合金試樣制備流程如圖1所示：首先，將鋁錠置于坩堝中，加熱至750 ℃，待鋁錠熔化后保溫0.5 h；然后，依次放入3%Cu和3%Sn，保溫10 min后放入適量Al-Ti-C中間合金，保溫30 min后采用石墨攪拌棒攪拌10 min，同時(shí)通入氬氣去除氫離子，其中攪拌器攪拌速度為250 r/min；最后，將坩堝中的熔體倒入水冷模具中澆鑄成型。試樣制備完成后，在495 ℃下固溶6 h后淬火，并在200 ℃下時(shí)效6 h。Al-Sn-Cu合金試樣的制備流程大體相同，只是不需要加入TiC顆粒。制備完成的Al-Sn-Cu合金和Al-Sn-Cu-TiC合金的成分見表1。

圖1 試樣制備過程

表1 試驗(yàn)材料的成分

1.2 試驗(yàn)方法

1.2.1 微觀組織試驗(yàn)

在距離試樣底部10 mm處線切割截取10 mm×5 mm×5 mm的樣塊，分別采用50目、200目和800目砂紙打磨后在拋光機(jī)上拋光30 min。采用腐蝕液(質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%的鹽酸5 mL、質(zhì)量分?jǐn)?shù)為20%的硝酸5 mL、純凈水90 mL)腐蝕后在LHW50-1型金相顯微鏡下觀察合金的微觀組織；采用SUS8000型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察合金中TiC的形貌及分布；采用X能譜分析儀(EDS)檢測(cè)TiC的元素成分。

1.2.2 力學(xué)性能試驗(yàn)

采用HB-3000型布氏硬度計(jì)對(duì)合金試樣進(jìn)行顯微硬度測(cè)試，在測(cè)量前對(duì)試樣進(jìn)行拋光和烘干，同時(shí)確保試樣表面干燥。測(cè)量時(shí)所選用的負(fù)荷為250 kg，保壓時(shí)間設(shè)定為30 s；采用WDW-100M型萬能試驗(yàn)機(jī)檢測(cè)合金的抗拉強(qiáng)度及延伸率，拉伸板材試樣如圖2所示，拉伸速率為2.0 mm/min，一組合金材料取3個(gè)拉伸試驗(yàn)數(shù)據(jù)計(jì)算平均值。

圖2 抗拉試樣Fig.2 Tensile sample

1.2.3 摩擦磨損性能試驗(yàn)

采用SMM-W2000型端面試驗(yàn)機(jī)檢測(cè)合金試樣的摩擦磨損性能，試樣為5 mm×7 mm×30 mm的方形試樣，上試樣為外徑40 mm，內(nèi)徑16 mm的45#鋼圓環(huán)，工作方式如圖3所示；采用VK-X100型3D激光掃描顯微鏡檢測(cè)磨痕形貌。

圖3 摩擦磨損示意圖Fig.3 Diagram of friction and wear

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 Al-Ti-C，Al-Sn-Cu和Al-Sn-Cu-TiC合金的微觀組織

Al-Ti-C合金的微觀組織及成分分析如圖4

圖4 Al-Ti-C合金的微觀組織及成分分析

所示：由XRD(圖4a)可知Al-Ti-C中間合金中只存在Al和TiC顆粒；通過SEM(圖4b)觀察到Al基體中存在較多尺寸約200～500 nm的不規(guī)則塊狀顆粒，未出現(xiàn)團(tuán)聚現(xiàn)象；由EDS(圖4c)分析可知顆粒物質(zhì)只有Al，Ti和C這3種元素，因此判定不規(guī)則塊狀顆粒為TiC。

Al-Sn-Cu合金和Al-Sn-Cu-TiC合金的微觀組織如圖5所示：由于鋁合金中形核的主要驅(qū)動(dòng)力是爐壁的熱過冷，故Al-Sn-Cu合金中的晶粒主要以胞狀晶存在[16]，平均晶粒尺寸約87 μm；Al-Sn-Cu-TiC合金的組織明顯得到了細(xì)化，平均晶粒尺寸約37 μm，相對(duì)于Al-Sn-Cu合金的降幅達(dá)到57.4%。

圖5 Al-Sn-Cu和Al-Sn-Cu-TiC合金試樣500倍金相顯微組織

當(dāng)Al-Ti-C中間合金加入熔液后，向熔體內(nèi)釋放了大量的TiC粒子，這些粒子作為α-Al的形核質(zhì)點(diǎn)提高了合金的形核率。Al-Sn-Cu-TiC合金晶粒表面形成了不規(guī)則的小“凸起”，細(xì)化后的晶粒為細(xì)小的等軸晶粒，但其輪廓形狀不規(guī)則，說明TiC發(fā)揮了形核的作用。另外，在材料凝固過程中，水冷速度較快，金屬液降溫迅速，同樣提高了合金的形核率。由于形核率的提高，合金熔液凝固過程中枝晶的生長(zhǎng)空間變小，枝晶生長(zhǎng)受到的阻礙逐漸變大，因此枝晶尺寸減小。

2.2 Al-Sn-Cu和Al-Sn-Cu-TiC合金的布氏硬度及常溫抗拉性能

為保證測(cè)量硬度數(shù)據(jù)的準(zhǔn)確性，在每個(gè)試樣上至少測(cè)量6個(gè)點(diǎn)并剔除奇異點(diǎn)。不同合金試樣的硬度變化如圖6所示：Al-Sn-Cu合金的硬度平均值為81.78 HB，Al-Sn-Cu-TiC合金的硬度平均值為90.49 HB，提升了10.658%，具有更好的力學(xué)性能。這是由于通過TiC顆粒對(duì)Al-Sn-Cu合金的晶粒細(xì)化作用，合金材料的晶粒形狀和組織均勻性得到改善，晶界的體積分?jǐn)?shù)增大，對(duì)位錯(cuò)的阻礙作用也會(huì)增大；同時(shí)，均勻分布在基體中的TiC顆粒具有一定的承載能力，使合金材料的性能得到明顯的提升，宏觀上表現(xiàn)為合金材料布氏硬度的提高[17]。

圖6 Al-Sn-Cu和Al-Sn-Cu-TiC合金試樣的布氏硬度

不同合金材料在常溫條件下的抗拉強(qiáng)度見表2：相對(duì)于Al-Sn-Cu合金，Al-Sn-Cu-TiC合金材料的抗拉強(qiáng)度提升了5.88%。這是由于合金材料在受到應(yīng)力作用產(chǎn)生變形時(shí)，TiC顆粒能夠有效阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。

表2 不同合金材料的抗拉強(qiáng)度

2.3 Al-Sn-Cu和Al-Sn-Cu-TiC合金的摩擦行為

在4種不同工況(表3)下，Al-Sn-Cu合金和Al-Sn-Cu-TiC合金的摩擦因數(shù)隨時(shí)間的變化如圖7所示，達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)時(shí)：

表3 摩擦磨損試驗(yàn)工況

1)工況1下(圖7a)，Al-Sn-Cu合金材料的摩擦因數(shù)為0.384，Al-Sn-Cu-TiC合金材料的摩擦因數(shù)為0.345，比Al-Sn-Cu合金降低了10.16%。

2)工況2下(圖7b)，Al-Sn-Cu合金材料的摩擦因數(shù)為0.126，Al-Sn-Cu-TiC合金材料的摩擦因數(shù)為0.027，比Al-Sn-Cu合金降低了78.57%。

3)工況3下(圖7c)，Al-Sn-Cu合金材料的摩擦因數(shù)為0.474，Al-Sn-Cu-TiC合金材料的摩擦因數(shù)為0.414，比Al-Sn-Cu合金降低了12.66%。

4)工況4下(圖7d)，Al-Sn-Cu合金材料的摩擦因數(shù)為0.335，Al-Sn-Cu-TiC合金材料的摩擦因數(shù)為0.286，比Al-Sn-Cu合金降低了14.63%。

綜上可知：Al-Sn-Cu-TiC合金的摩擦因數(shù)顯著降低，這是由于Al基體的摩擦因數(shù)高于TiC顆粒的摩擦因數(shù)，TiC顆粒的加入使磨損面間增加了TiC顆粒與對(duì)磨件的磨損行為，減小了接觸面間合金材料基體的磨損面積，有利于合金材料摩擦因數(shù)的降低；隨著磨損過程的進(jìn)行，當(dāng)TiC顆粒被磨粒從磨損面間犁出，細(xì)小的TiC顆粒托覆在磨損面間，減輕了對(duì)磨件的磨損，從而降低了摩擦因數(shù)。

通過VK-X1000型3D激光掃描顯微鏡獲取試樣磨痕形貌，分別截取不同工況下試樣磨損處的多處橫截面，結(jié)果如圖8所示。圖中呈紅色部分為試樣表面未磨損位置，藍(lán)色部分為試樣磨損最深處，黃色部分為試樣已磨損位置的橫截面。由圖8可知：在工況1下，Al-Sn-Cu和Al-Sn-Cu-TiC合金試樣磨損面的平均寬度分別為 5 553.854，3 179.913 μm；在工況2下，Al-Sn-Cu和Al-Sn-Cu-TiC合金試樣磨損面的平均寬度分別為4 354.995，2 984.956 μm；Al-Sn-Cu-TiC合金材料的磨損量明顯減少，這是由于TiC顆粒能夠鈍化磨損面間的磨粒，減弱磨粒對(duì)基體的磨損程度；另外，TiC顆粒能夠防止磨損表面磨粒的刺入，減小磨粒對(duì)于合金材料的磨損作用。

TiC顆粒的增強(qiáng)作用使Al-Sn-Cu-TiC合金材料硬度提高的同時(shí)，耐磨性也有所提升[18-19]。當(dāng)鋁基體中未添加TiC顆粒時(shí)，基體材料比對(duì)磨材料的硬度低，易產(chǎn)生黏著磨損，當(dāng)基體材料中含有TiC顆粒時(shí)，TiC顆粒隨著磨損的進(jìn)行聚集在磨損表面，起到一定的支撐作用，黏著磨損轉(zhuǎn)換為磨粒磨損[20]。

3 結(jié)論

通過多元合金化制備鋁基合金，利用金相顯微鏡分析了合金組織結(jié)構(gòu)的變化以及硬質(zhì)顆粒TiC對(duì)Al-Sn-Cu合金硬度的影響，通過摩擦磨損試驗(yàn)探索了不同成分鋁基合金的摩擦學(xué)性能，根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果及分析可以得到以下結(jié)論：

1)通過添加TiC顆粒制備所得鋁基合金的晶粒更加細(xì)小，微觀組織細(xì)化效果顯著。

2)添加TiC顆粒后的Al-Sn-Cu-TiC合金比Al-Sn-Cu合金的硬度更高，布氏硬度平均提升10.658%，抗拉強(qiáng)度提升5.88%。

3)由于TiC顆粒的添加，載荷200 N，主軸轉(zhuǎn)速200 r/min，干摩擦條件下，Al-Sn-Cu-TiC合金的摩擦因數(shù)為0.345，比未添加TiC顆粒時(shí)(0.384)降低了11.3%；在載荷200 N，主軸轉(zhuǎn)速200 r/min，油潤(rùn)滑條件下，Al-Sn-Cu-TiC合金的摩擦因數(shù)為0.027，比未添加TiC時(shí)(0.126)降低了78.57%。加入TiC顆粒后減摩效果顯著，能夠提升合金材料的抗磨損性能。