林高用 ，王 莉，許秀芝，曾菊花

(1.中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083；2.中南大學(xué) 有色金屬材料科學(xué)與工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙 410083)

鋁青銅以較高的強(qiáng)度和優(yōu)異的耐磨、耐蝕性能廣泛應(yīng)用于飛機(jī)、艦艇等軍用工業(yè)和家電、機(jī)械等民用工業(yè)下的耐磨蝕零件?，F(xiàn)代工業(yè)和高科技生產(chǎn)的快速發(fā)展對(duì)鋁青銅構(gòu)件的服役性能提出了更高的要求，發(fā)展高強(qiáng)耐磨鋁青銅逐漸成為一種趨勢(shì)[1?3]。近年來，國內(nèi)外研究者主要通過添加合金元素、優(yōu)化熱處理工藝、采用變質(zhì)處理或?qū)辖疬M(jìn)行表面處理來提高其力學(xué)性能和耐磨性能[1?6]。除了這些常規(guī)方法外，還有研究者通過采用等通道擠壓、噴射成形等新型成形方法來細(xì)化晶粒和控制組織[6?7]，達(dá)到高強(qiáng)耐磨的目的。

在上述方法中，對(duì)合金進(jìn)行熱處理在可較大范圍內(nèi)調(diào)整合金的性能，挖掘其應(yīng)用潛力?，F(xiàn)有對(duì)鋁青銅熱處理的研究多集中在常規(guī)復(fù)雜鋁青銅以及Cu-14%Al-X高鋁青銅[8?12]。與現(xiàn)有的高性能復(fù)雜鋁青銅相比，自行研制的QAl9-4-3鋁青銅鋁含量偏低，其成形性能與QAl9-4鋁青銅的相當(dāng)，避免了緩冷脆性，可擠制成各種規(guī)格的管棒材，且其擠制態(tài)強(qiáng)度可與QAl10-4-4鋁青銅的媲美，應(yīng)用范圍廣。在前期研究中已探明了影響該合金綜合力學(xué)性能的4個(gè)熱處理參數(shù)的主次順序?yàn)椋簳r(shí)效溫度、固溶溫度、時(shí)效時(shí)間、固溶時(shí)間。據(jù)此，本文作者探究時(shí)效溫度和固溶溫度對(duì)合金組織和力學(xué)性能的影響，旨在通過熱處理增強(qiáng)合金的力學(xué)性能和耐磨性能，進(jìn)一步擴(kuò)大其應(yīng)用范圍。

1 實(shí)驗(yàn)

試驗(yàn)材料為自行研制的一種新型低鋁青銅，命名為“QAl9-4-3鋁青銅”，其實(shí)測(cè)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：8.7Al，4.4Fe，3.4Ni，余量為銅。采用中頻無芯感應(yīng)爐熔煉，在 880T臥式雙動(dòng)擠壓機(jī)上將鑄錠擠壓成管材。擠制管的抗拉強(qiáng)度為729 MPa，伸長(zhǎng)率為19.1%，布氏硬度為194HBS。

熱處理試驗(yàn)在箱式電阻爐中進(jìn)行。根據(jù)熱處理溫度的作用主次順序，先考察時(shí)效溫度對(duì)合金的影響：880 ℃，3 h固溶，水淬，時(shí)效溫度分別為430、480、530、580和630 ℃，均保溫1 h后空冷；再考察固溶溫度對(duì)合金的影響：固溶溫度分別為820、850、880、910和940 ℃，保溫3 h，水淬，再在優(yōu)化出的時(shí)效溫度下保溫1 h后空冷。

拉伸試驗(yàn)在 MTS 810試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，速率為 2 mm/min。宏觀硬度和顯微硬度測(cè)試分別在HB?3000B布氏硬度計(jì)和 HMV?2T維氏硬度計(jì)上進(jìn)行。在美國UMT?3摩擦試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行干摩擦磨損試驗(yàn)，為塊對(duì)柱的往復(fù)滑動(dòng)摩擦，載荷為100 N，速度為240 r/min，時(shí)間為1 h。鋁青銅試樣的尺寸為25 mm×20 mm×10 mm。對(duì)偶件為d10 mm的45號(hào)鋼柱體，經(jīng)(840 ℃，40 min)固溶處理，表面硬度為58HRC。磨柱體和鋁青銅塊均經(jīng)1 000號(hào)砂紙打磨至Ra＜0.15 μm，試驗(yàn)前用丙酮超聲清洗。采用電子天平(精度為0.01mg)測(cè)量鋁青銅的質(zhì)量磨損。采用帶有 GENESIS60S能譜儀的Sirion200場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡、Tecnai G220透射電鏡和Rigaku D/MAX?2500X射線儀進(jìn)行組織觀察和物相及微區(qū)成分的檢測(cè)，其中透射電鏡試樣采用電解雙噴法制備，雙噴液為30%HNO3+ 70%CH3OH(體積分?jǐn)?shù))，溫度為?30 ℃，電流為50 mA。

2 結(jié)果與分析

2.1 時(shí)效溫度對(duì)組織和性能的影響

2.1.1 顯微組織

圖1所示為合金在淬火態(tài)和不同時(shí)效溫度下的顯微組織。結(jié)合X射線衍射和微區(qū)能譜分析結(jié)果，合金在淬火態(tài)下的組織主要由 α-Cu相、K-(Fe-Al)相和 β′(Cu3Al)相組成。HASAN等[13]根據(jù)相的形態(tài)和分布，將鋁青銅中的 K相分為 KⅠ、KⅡ、KⅢ和 KⅣ相，KⅢ為AlNi化合物，其他3種K相均為Fe-Al化合物。圖1中近似球狀的黑色相為KⅡ相。β′相是β→α+KⅢ共析反應(yīng)受抑制而由殘留β相轉(zhuǎn)變成的馬氏體。從總體上看，時(shí)效過程中合金的組織變化主要發(fā)生在原β相區(qū)，而α相區(qū)的變化很小。當(dāng)時(shí)效溫度為430 ℃時(shí)，其組織與淬火態(tài)的相似。隨著時(shí)效溫度的升高，原子活動(dòng)能力增強(qiáng)，β′相的針狀馬氏體特征逐漸消失，KⅢ相從其中以共格的形式析出，如圖2(a)所示。當(dāng)溫度升至530℃時(shí)，原β相區(qū)無明顯馬氏體特征，而出現(xiàn)少量α+KⅢ共析體。當(dāng)時(shí)效溫度為630 ℃時(shí)，β′相全部變成α+KⅢ共析體(見圖1(f))，且其形態(tài)隨著離相界面的距離呈現(xiàn)一定的變化。根據(jù)相變的熱力學(xué)原理[14]，在相界或晶界處發(fā)生相變所需要的驅(qū)動(dòng)力較小，因此相界或晶界附近的β′相最先發(fā)生共析分解，產(chǎn)物呈細(xì)小層片狀整齊排列(見圖2(b))。隨著離界面的距離越來越遠(yuǎn)，共析轉(zhuǎn)變所需要的形核功增加，發(fā)生共析反應(yīng)的難度增大。根據(jù)能量最低原理，細(xì)層片狀α+KⅢ共析體迅速粗化，以減小系統(tǒng)的自由能。圖2(c)所示為α+KⅢ共析體的衍射斑，其中α相為面心立方結(jié)構(gòu)，KⅢ相為體心立方結(jié)構(gòu)，兩者呈 K-S位向關(guān)系：

2.1.2 力學(xué)性能

鋁青銅中的各種物相中，α相是銅基固溶體，硬度低，但塑性好；β′相是 β相的同素異形體，呈馬氏體形態(tài)，硬度較高，但塑性較差，兩者都是以 Cu3Al為基的固溶體；K相屬于強(qiáng)化相，為一系列的Al(Fe, Ni)化合物，硬度最高[11?13]。

圖3所示為不同時(shí)效溫度下合金組織中相的顯微硬度及合金的力學(xué)性能?？梢?，和淬火態(tài)相比，隨著時(shí)效溫度的升高，原β相區(qū)的顯微硬度先減小后基本穩(wěn)定。這是因?yàn)樵撓鄥^(qū)的組織隨溫度的變化分別呈現(xiàn)馬氏體形態(tài)、無馬氏體特征+彌散 KⅢ相、層狀 α+KⅢ共析體3種典型的組織形態(tài)，前者硬度最高。隨時(shí)效溫度的升高，α相上僅有極少量細(xì)小KⅣ相析出，對(duì)α相的硬度無明顯影響。由于時(shí)效溫度僅對(duì)合金原β相區(qū)的組織有較大影響，而對(duì)α相、原β相區(qū)和K相的面積率影響較小，因此，合金的硬度和強(qiáng)度也隨著原β相區(qū)顯微硬度的減小而降低，伸長(zhǎng)率則增大。在試驗(yàn)的固溶工藝下，當(dāng)時(shí)效溫度為480 ℃時(shí)，合金的抗拉強(qiáng)度和硬度均處于較高的水平，且有一定的伸長(zhǎng)率，表現(xiàn)出較好的綜合力學(xué)性能。

2.2 固溶溫度對(duì)組織和力學(xué)性能的影響

2.2.1 顯微組織

圖2 原β相區(qū)的析出相及其衍射斑Fig.2 Precipitated phases in original β region and electron diffraction pattern∶ (a)KⅢ phase; (b)Lamellar α+KⅢ eutectoid at grain boundary; (c), (d)Electron diffraction pattern of α+KⅢ eutectoid showing K-S orientation relationship between α and KⅢ∶ (●—αhkl; ○—KⅢhkl)

圖3 不同時(shí)效溫度下合金的力學(xué)性能Fig.3 Mechanical properties under different aging temperatures∶ (a)Micro-hardness of phases; (b)Macro mechanical properties

圖4所示為合金經(jīng)不同溫度固溶后再在優(yōu)化出的時(shí)效溫度下(480 ℃)保溫1 h后的組織，也由α相、K相和 β′相組成?？梢?，由于時(shí)效溫度較低，β′相未發(fā)生共析轉(zhuǎn)變，組織中無α+KⅢ共析體。固溶溫度越高，原β相區(qū)的馬氏體特征越明顯。當(dāng)固溶溫度較低時(shí)，該區(qū)域(見圖4(a))無明顯馬氏體特征，僅有少量細(xì)小彌散的KⅢ相從過飽和β′相中脫溶析出；當(dāng)固溶溫度大于850 ℃時(shí)，原β相區(qū)的部分區(qū)域呈現(xiàn)較明顯的針狀馬氏體特征(見圖4(b))；當(dāng)固溶溫度為940℃時(shí)，其組織與淬火態(tài)的類似，但馬氏體呈粗大板條狀，自α相和晶界插入基體中，原β相區(qū)還有較多KⅢ相呈顆粒狀彌散析出，形態(tài)也如圖2(a)所示。圖5所示為不同固溶溫度下相的面積率。由圖5可見，隨著固溶溫度的升高，α相的面積率明顯減小，K相也在固溶溫度大于880℃時(shí)呈減少趨勢(shì)，而原β相區(qū)的面積率則增大。根據(jù) Cu-Al-Fe-Ni四元相圖，固溶溫度越高，則有更多的α相和K相轉(zhuǎn)變成β相，β相在淬火冷卻過程中來不及發(fā)生β→α+KⅢ共析分解反應(yīng)，而轉(zhuǎn)變成β′馬氏體。因此，隨著固溶溫度的升高，β′相的量增大，而 α相的量則減小。根據(jù)對(duì)合金組織演變過程的研究[8]，在試驗(yàn)溫度范圍內(nèi)，K相的面積率減少主要由 KⅡ相所致。因此，固溶溫度對(duì)低溫時(shí)效組織中原β相區(qū)組織形態(tài)和相的面積率均有較大的影響。

圖4 不同固溶溫度下的低溫時(shí)效組織Fig.4 Microstructures of alloy after solution at different temperatures for 3h and then aging at 480 ℃ for 1 h∶ (a)820?850 ℃; (b)880?910 ℃; (c)940 ℃

圖5 固溶溫度對(duì)相面積率的影響Fig.5 Effect of solution temperature on area rates of phases after solution at different temperatures for 3h and then aging at 480 ℃ for 1 h

2.2.2 力學(xué)性能

圖6所示為合金經(jīng)不同溫度固溶和同一較低溫度時(shí)效(480 ℃，1 h)后的力學(xué)性能。由圖6可見，隨著固溶溫度的升高，原β相區(qū)的顯微硬度增大，而α相的變化則很小。這是因?yàn)楣倘軠囟仍礁?，原β相區(qū)的馬氏體特征越明顯，所以其硬度越高；α相中的KⅣ析出相由析出強(qiáng)化變?yōu)楣倘軓?qiáng)化，對(duì)α相硬度的影響很小。由于原β硬相區(qū)的面積率和顯微硬度均和固溶溫度呈正比，致使合金的抗拉強(qiáng)度、硬度與固溶溫度在總體上也呈正比的關(guān)系，而伸長(zhǎng)率則相反，但是在820～880 ℃之間，合金的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率還可能存在一個(gè)拐點(diǎn)。這是因?yàn)槿鐖D5所示，隨著固溶溫度的提高，α相的面積率減小，β相的面積率和顯微硬度均增大，有利于提高合金的變形抗力，但是當(dāng)固溶溫度升至850 ℃，KⅣ相全部固溶，α相中無KⅣ相，降低了位錯(cuò)移動(dòng)的阻力，大幅度提高了伸長(zhǎng)率。可見，KⅣ相對(duì)合金的伸長(zhǎng)率和抗拉強(qiáng)度有較大的影響，對(duì)硬度的影響則較小?？傊?，當(dāng)固溶溫度為910 ℃時(shí)，合金有較好的綜合力學(xué)性能：抗拉強(qiáng)度為887 MPa，硬度為253HBS，伸長(zhǎng)率為7.3%。

2.3 最佳熱處理態(tài)下的力學(xué)性能和摩擦學(xué)性能

經(jīng)前文對(duì)時(shí)效溫度和固溶溫度的逐步優(yōu)化，獲得QAl9-4-3鋁青銅的最佳固溶和時(shí)效工藝為：經(jīng)(910℃，3 h)固溶，水淬，再經(jīng)(480 ℃，1 h)時(shí)效處理，空冷。表1所列為合金經(jīng)該工藝處理前后的力學(xué)性能和摩擦學(xué)性能。由表1可見，與擠壓態(tài)合金相比，合金經(jīng)最佳熱處理工藝處理后，其抗拉強(qiáng)度和硬度分別提高了22%和33%。

圖6 固溶溫度對(duì)合金力學(xué)性能的影響Fig.6 Effect of solution temperature on mechanical properties of alloy after solution at different temperatures for 3 h and then aging at 480 ℃ for 1 h∶ (a)Micro-hardness; (b)Macro mechanical properties

大量研究表明[6?9]，鋁青銅組織中相的種類、含量、形狀、分布及顯微硬度對(duì)合金的性能有很大的影響，熱處理可以在一定范圍內(nèi)調(diào)整合金的組織與性能。試驗(yàn)合金經(jīng)最佳熱處理工藝處理后，其組織中α軟相的面積率從82%降至29%，原β硬相區(qū)的面積率及其顯微硬度均增大，有利于提高合金的硬度和抗拉強(qiáng)度，且其晶粒尺寸雖然較擠壓態(tài)增大了一倍，但仍處于較低的范圍(15～25 μm)，組織中也有一定比例的α軟相(面積率為 29%)，保證了合金的塑性?？傊?，試驗(yàn)合金經(jīng)最優(yōu)熱處理后擁有較高的抗拉強(qiáng)度、硬度和一定的塑性，而這些力學(xué)性能指標(biāo)對(duì)合金的摩擦學(xué)性能也有積極的作用。

由表1可知，與擠壓態(tài)合金相比，試驗(yàn)合金經(jīng)最佳熱處理工藝處理后，其摩擦因數(shù)雖然略微增大，但磨損率降低了27%，表現(xiàn)出較好的耐磨性能。圖7所示為合金熱處理前后的表面磨損形貌。由圖7可見，擠壓態(tài)下合金的磨損表面存在較大的凹坑，磨屑邊緣存在裂紋，發(fā)生了嚴(yán)重的粘著磨損和輕微的疲勞磨損。根據(jù)粘著磨損的發(fā)生機(jī)理[15]，當(dāng)粘結(jié)點(diǎn)的強(qiáng)度高于摩擦副中較軟金屬的剪切強(qiáng)度時(shí)，破壞發(fā)生在離結(jié)合面不遠(yuǎn)的軟金屬內(nèi)，但當(dāng)粘結(jié)點(diǎn)強(qiáng)度比兩金屬的剪切強(qiáng)度高很多，且粘結(jié)點(diǎn)面積較大時(shí)，剪切破壞將發(fā)生在一個(gè)或兩個(gè)金屬表層深的地方，產(chǎn)生大而深的凹坑。合金在擠壓態(tài)下的強(qiáng)度和硬度較低，容易使磨損過程中的剪切破壞發(fā)生在離金屬表層較深的地方，導(dǎo)致出現(xiàn)嚴(yán)重磨損。合金在熱處理態(tài)下的磨損表面存在較淺的犁溝、顆粒狀和小塊狀磨屑，部分犁溝側(cè)面的犁皺被撕裂，其主要磨損形式為輕微的磨粒磨損、粘著磨損和疲勞磨損。這是因?yàn)楹辖鹪跓崽幚響B(tài)下的強(qiáng)度和硬度較高，因此抵抗粘著磨損的能力強(qiáng)，部分脫落的磨屑在循環(huán)載荷下不斷強(qiáng)化，進(jìn)而壓入基體，導(dǎo)致輕微的磨粒磨損。

表1 合金在擠壓態(tài)熱處理后的力學(xué)性能和摩擦學(xué)性能Table 1 Mechanical and tribological properties of the alloy under extruded and heat treated conditions

圖7 合金經(jīng)熱處理前后的表面磨損形貌Fig.7 Wear morphologies of alloy under different conditions∶(a)Extruded; (b)Heat-treated

鋁青銅在磨損過程中，其磨屑產(chǎn)生的機(jī)理是：在外加載荷的作用下，合金發(fā)生塑性變形，其內(nèi)部產(chǎn)生滑移，致使最后晶界附近存在較高的應(yīng)力集中；當(dāng)應(yīng)力達(dá)到一定值時(shí)，在晶界處產(chǎn)生裂紋，并在循環(huán)載荷作用下擴(kuò)展，導(dǎo)致剝落發(fā)生，形成磨屑[16]。經(jīng)最優(yōu)化熱處理后，合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度提高，一方面增大了位錯(cuò)滑移的臨界應(yīng)力，使合金抵抗塑性變形的能力增強(qiáng)，從而減少裂紋的萌生；另一方面也提高了合金表面發(fā)生剝落的抗力，從而降低了合金的磨損率。有研究者還認(rèn)為[15,17]，對(duì)于受較大載荷的材料，要提高其耐磨性能，需同時(shí)提高材料的硬度和韌性。試驗(yàn)合金在最優(yōu)化熱處理態(tài)下的硬度和強(qiáng)度均處于較高的水平，較擠壓態(tài)的有較大幅度的提高，同時(shí)還有一定的塑性，因而具有較好的減磨耐磨性能。

3 結(jié)論

1)時(shí)效溫度僅對(duì)原β相區(qū)的組織有較大影響。隨著時(shí)效溫度的升高，該相區(qū)的馬氏體特征逐漸消失，有細(xì)小 KⅢ相從過飽和 β′相中析出，β′相轉(zhuǎn)變?yōu)?α+KⅢ共析體的程度增大，共析產(chǎn)物也發(fā)生粗化，導(dǎo)致合金的抗拉強(qiáng)度和硬度顯著降低，但提高了伸長(zhǎng)率。隨著固溶溫度的升高，合金中原β硬相區(qū)的面積率與顯微硬度均增大，對(duì)合金力學(xué)性能的整體作用趨勢(shì)與時(shí)效溫度相反。

2)獲得的最佳固溶時(shí)效工藝為：(910 ℃, 3 h)固溶，水淬，再經(jīng)(480℃, 1h)時(shí)效，空冷。該工藝下，合金中原β硬相區(qū)的顯微硬度為270HV，該區(qū)域與α軟相的面積比為71：29，使合金具有較好的強(qiáng)韌性配合，抗拉強(qiáng)度為887MPa，硬度為253HBS，伸長(zhǎng)率為7.3%，前兩者種性能分別較擠壓態(tài)合合的提高了22%和33%。

3)在最佳熱處理態(tài)下合金的摩擦因數(shù)略高于擠壓態(tài)合金的摩擦因數(shù)，但其磨損率較擠壓態(tài)合金的降低了27%，表現(xiàn)出較好的耐磨性能。合金的磨損形式在擠壓態(tài)下為嚴(yán)重的粘著磨損和輕微的疲勞磨損，在熱處理態(tài)下為輕微的磨粒磨損、粘著磨損和疲勞磨損。

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