擠壓溫度對熱擠壓Cu-17Ni-3Al-X合金耐磨性能的影響

羅宗強，劉宇軒，譚 偉，白鴿玲，張衛文

（1.華南理工大學機械與汽車工程學院，廣州510640；2.有研半導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度、耐磨損、耐腐蝕等一系列優異的性能，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、機械、汽車制造等領域得到了廣泛的應用［1-2］。目前對于耐磨銅鎳合金的研究，大部分集中在銅-鎳-硅和銅-鎳-錫兩個合金系［3-8］。實際上，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），產生第二相強化作用，大幅提高合金的強度和硬度。此外，在銅-鎳-鋁合金的基礎上，添加更多的微量合金元素，可進一步改善合金的性能。在Cu-17Ni-3Al合金的基礎上，添加鐵、硅、鉻等合金元素，可獲得一種高強耐磨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異的力學性能和耐磨性能［9］，常用作重載機械的耐磨零件。但鑄態下這種合金在組織均勻性、鑄造質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，細化合金晶粒，壓實縮松和縮孔，是提高合金性能的重要途徑之一。但以往關于Cu-17Ni-3Al-X合金的研究大多集中在熱擠壓工藝對材料力學性能和顯微組織的影響上［10-12］，而對合金耐磨性能影響的研究開展甚少，Cu-17Ni-3Al-X合金作為一種高強耐磨材料，探索其熱擠壓工藝和合金耐磨性能的關系有著重要的意義。為此，作者重點研究了不同擠壓溫度下合金的顯微組織和摩擦磨損性能，為進一步提高該合金的耐磨性能，拓展其應用領域奠定基礎。

1 試樣制備與試驗方法

試驗原材料為電解銅（純度為99.96%）、電解鎳（純度為99.90%）、工業純鋁（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。制備合金的化學成分（質量分數／%）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的立式擠壓機上進行熱擠壓試驗，擠壓溫度設定為1 000，1 025，1 050，1 075 ，1 100℃，保溫時間約1h，以石墨加機油作為潤滑劑，擠壓沖頭移動速率約2mm·s-1，擠壓比約為10。擠壓前擠壓筒預熱至500℃，模具預熱至550℃。

在OPTIMOL SRV型摩擦磨損試驗機上進行干摩擦磨損試驗，采用點接觸式，載荷150N，預載50N，試驗時間為30min。上試樣為φ10mm 的GCr15鋼球，硬度為62～63HRC，做直線往復運動，頻率50Hz，單邊振幅1.00mm；下試樣為試驗合金，尺寸為φ24mm×7.9mm。試驗合金和鋼球在試驗前用丙酮進行超聲清洗。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）測磨損表面微區化學成分；利用BMT Expert3D型形貌儀測磨損后試驗合金的磨痕深度，用JC-20型讀數顯微鏡測磨斑在垂直和平行摩擦方向的尺寸，用式（1）計算其磨損體積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GB／T 228-2002在擠壓棒材上截取拉伸試樣，拉伸性能測試在CMT5105型微機控制電子萬能試驗機上進行，拉伸速度為1mm·min-1，結果為3根試樣的平均值。硬度測試在HB-3000B型布氏硬度計上進行，采用直徑為5.0mm的鋼球，載荷為7 355N，保壓時間為30s。銅基體的顯微硬度在HVS-1000B型維氏硬度計上進行，采用金剛石鉆頭，施加載荷為0.49N，保壓時間為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型光學顯微鏡和FEI Quanta200型掃描電鏡觀察其顯微組織。

2 試驗結果與討論

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，合金的摩擦因數隨摩擦時間的延長而急劇上升，達到峰值后迅速降低，然后進入到上下波動幅度較大的震蕩期，大約300s后進入到波動幅度相對較小的相對穩定階段。

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

圖1 鑄態和不同溫度熱擠壓態合金的干摩擦因數與摩擦時間的關系曲線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℃熱擠壓態合金具有最小的磨損體積，相對于鑄態合金降低了約54%；1 075℃熱擠壓態合金磨損體積為1.352mm3，相對于鑄態合金下降約30%；1 050，1 100℃熱擠壓態合金則具有較大的磨損體積，相對于鑄態合金，磨損體積下降并不明顯?？梢钥闯觯S熱擠壓溫度升高，合金耐磨性總體而言降低，1 050℃熱擠壓態合金的耐磨性最差，1 000℃熱擠壓態合金的耐磨性最好。

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

2.2 力學性能

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

表1 鑄態和不同溫度熱擠壓態合金的力學性能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；經過熱擠壓變形后，合金的顯微組織發生了明顯的變化，出現極為明顯的擠壓條帶，同時晶粒和第二相都顯著細化，從而導致擠壓合金的力學性能比鑄態合金大幅度提升。在1 000℃熱擠壓態合金中出現了與變形方向一致的擠壓纖維組織，同時發生了部分動態再結晶；熱擠壓溫度從1 000℃升至1 025℃，合金中的纖維狀晶粒不斷長大，而未發生再結晶的條帶區域逐漸減小；當熱擠壓溫度為1 050℃時，擠壓纖維狀組織基本消失，動態再結晶已充分進行，但由于變形的不均勻性導致晶粒尺寸也不均勻；熱擠壓溫度為1 075℃時，合金組織中均勻分布著大小近似的晶粒，動態再結晶過程均勻充分。動態再結晶組織的出現及其體積分數增加將降低材料的強度，但有利于合金塑性的改善。但是，隨著擠壓溫度的提高，再結晶晶粒發生了明顯的長大，導致合金的強度和塑性降低。

從圖4可見，與鑄態合金相比，熱擠壓態合金的磨痕區面積減小，磨損程度減弱，而且中心粘著區的面積減小，磨損沒有鑄態的嚴重。這是因為合金在熱擠壓變形過程中發生了動態再結晶和晶粒長大，同時合金中的晶粒和第二相明顯細化，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個特征區域：一是靠近磨痕中心的Ⅰ區，該區域出現了許多凹坑，發生了嚴重的塑性變形，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；三是介于中心區與凸起區之間有許多犁溝的III區。由圖6可知，磨痕中心區鐵和氧的含量比合金基體中的明顯增多。這是因為該區域發生了嚴重的粘著磨損，在切向力的作用下，粘著點被剪斷并碾壓成磨屑；粘著磨損導致對磨GCr15鋼球中的材料轉移，使得磨痕中心區的鐵元素含量明顯增多。另外，摩擦過程中的高應力導致摩擦副表面溫度急劇升高，使得該區域的元素發生氧化反應，也使得氧含量大大增加。在II區，接觸應力較小，中心粘著區形成并排出的磨屑往往集聚于此，在對磨鋼球的往復作用下，合金表面便會形成犁溝劃痕，發生磨粒磨損。該區域的元素含量與基體部分相差不大，也沒有發生氧化反應。在切應力的作用下，在III區局部堆積碾壓，最后形成了黑色片層結構，該區域的元素含量與種類與磨屑大致相同。

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

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

與鑄態合金的磨損形貌相比，熱擠壓變形合金的磨損形貌發生了明顯的變化，首先是磨痕區的面積減小，其次是磨損程度減弱，中心粘著區的磨損沒有鑄態的嚴重。這是因為熱擠壓變形后，合金組織明顯細化，合金強度和硬度顯著增大，導致合金抗磨損能力快速提高。同時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變化，這與不同擠壓溫度下的微觀組織狀態有關。從圖3可知，1 050℃擠壓時，合金中既有擠壓態組織，又有再結晶組織，組織中既包含擠壓過程中形成的帶狀組織，又有回復再結晶形成的等軸晶組織；1 100℃擠壓時，合金發生了明顯的再結晶晶粒長大，合金晶粒大小和組織的不均勻性將導致合金的磨損表面形貌發生變化。擠壓溫度為1 000℃時，合金磨痕面積比擠壓溫度為1 075℃時要明顯減少，中心粘著區發生輕微塑性變形的面積也略微減小，磨損程度減弱，因此當擠壓溫度為1 000℃時，合金可以獲得較好的耐磨性能。

圖5 干摩擦條件下1 050℃熱擠壓態合金不同區域的磨損表面形貌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 論

（1）干摩擦條件下，鑄態Cu-17Ni-3Al-X合金經1 000～1 100℃熱擠壓變形后，合金的摩擦因數、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，當溫度為1 000℃時，合金可以獲得最佳的耐磨性能，其磨損體積比鑄態合金降低了54%。

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

（3）合金主要磨損機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合金起到了細晶強化的效果，減弱了合金基體的粘著磨損。

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