李丹陽, 劉 平,2, 張 柯, 劉新寬, 陳小紅

(1.上海理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 上海 200093;2.上海理工大學(xué) 機械工程學(xué)院, 上海 200093)

以Cu,Zn為主要成分的黃銅具有優(yōu)良的力學(xué)性能、耐腐蝕性能、導(dǎo)電導(dǎo)熱性能及良好的工藝性能,因此被廣泛應(yīng)用于工業(yè)生活中[1].傳統(tǒng)工業(yè)上普遍使用的易切削黃銅均為含鉛黃銅[2].Pb在黃銅合金中固溶度很小,主要以游離態(tài)的質(zhì)點彌散分布于Cu-Zn基體中的晶界處.當(dāng)被切削時,由于Pb顆粒質(zhì)軟,不僅起到斷屑作用,而且在刀具與切屑接觸瞬間局部受熱而融化,起到潤滑刀具的效果,減小切削力和刀具磨損率[3].但Pb是一種對人體有極大危害的重金屬[4],所以易切削黃銅的無鉛化成為近年來熱門的研究課題之一.在普通黃銅的基礎(chǔ)上添加少量的Si,能使銅鋅二元相圖向左偏移,使合金的α相消失,進入β+γ兩相區(qū)[5].硬而脆的γ相通過一定處理可以彌散分布在合金中,在合金切削過程中,起到類似于Pb質(zhì)點在黃銅中的斷屑作用.同時,Si是一種無毒的環(huán)保元素,因此,Si是一種可實現(xiàn)易切削黃銅無鉛化的元素.許躍等[6]在研究中發(fā)現(xiàn)Si,P和Mg對黃銅的切削性能均有利,開發(fā)了質(zhì)量分?jǐn)?shù)為Cu 65%,Si 3.0%,P 0.1%,Mg 0.04%的低銅無鉛硅黃銅,其切屑平均尺寸僅為6 mm左右[7].但其切屑為片狀,與鉛黃銅的粉末狀切屑相比,切屑性能仍較差.結(jié)合文獻資料得知,Al元素可以使銅合金中的第二相分布更加細小彌散,從而減小切削力和起到潤滑刀具的作用[8].鑒于以上兩點,本文在文獻[6]無鉛硅磷低銅合金基礎(chǔ)上添加Al元素,并設(shè)計不同的Al含量進行對比,研究Al對硅黃銅的組織和性能影響.為今后開發(fā)和制備無Pb環(huán)保易切削硅黃銅提供參考依據(jù).

1 試驗材料與方法

試驗所選用的原料為純Cu、純Zn、純Si、純Al、CuMg20和CuP14(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%,下同)中間合金,所用原材料在熔鑄前均進行干燥處理.在中頻感應(yīng)電爐中應(yīng)用石墨坩堝熔煉合金,熔煉過程中使用木炭做覆蓋劑.為起到對比作用,合金化學(xué)成分設(shè)計如表1所示.

利用線切割方法從4個鑄錠中獲取試樣,進行砂紙打磨、絨布拋光和室溫下FeCl3溶液腐蝕10 s.采用光學(xué)顯微鏡(OM)、掃描電子顯微鏡(SEM)以及場發(fā)射環(huán)境掃描電子顯微鏡中的能譜分析儀(EDS)對合金進行微觀組織觀察和成分表征.利用X射線衍射儀(XRD)對合金進行物相分析.

表1 合金的化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of the alloys %

在CK-AH顯微維氏硬度儀上對合金進行硬度測試,設(shè)置試驗力為0.98 N,保載時間為10 s,不同位置上隨機測量5次,結(jié)果取平均值.根據(jù)國標(biāo)GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗第1部分室溫試驗辦法》,在ZWICK 金屬材料萬能試驗機上進行拉伸試驗,拉伸速率1 mm/min.采用C6140普通車床進行車削試驗,車削試驗工藝主要參數(shù)為切削速度560 r/min、進給速度0.229 r/mm以及切削深度1 mm,然后通過觀察切屑情況比較合金切削性能的好壞.

采用三電極測試體系,在CHI660D電化學(xué)工作站進行線性極化測試,鉑電極為輔助電極,飽和甘汞電極為參比電極,電位掃描速率0.001 V/s,腐蝕介質(zhì)為3.5%的NaCl溶液,由去離子水和分析純的NaCl配制而成,穩(wěn)定10 min后測量極化曲線(Tafel曲線).

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 Al對硅黃銅組織的影響

圖1為1～4號合金放大500倍的顯微組織照片.經(jīng)XRD衍射圖譜(圖2)分析,再結(jié)合合金金相組織,可以看出,65CuZn3Si合金組織為典型的(β+γ)雙相黃銅,基體部分為β相;凸顯部分為γ相,呈尺寸為2 μm左右的小塊狀,彌散分布于基體β相的相內(nèi)和相界.為了更好地確定合金中各相的成分,又對合金進行了SEM掃描及能譜分析(見圖3和表2、表3),由此判斷β相為以CuZn為基的固溶體,而添加Al后的合金γ相是以Al4.2Cu3.2Zn0.7為基的固溶體.

圖1 1～4號合金組織的SEM照片F(xiàn)ig.1 SEM images of 1-4 alloys

圖2 4號合金的XRD圖譜Fig.2 XRD pattern of No.4 alloy

如圖1所示,當(dāng)合金加入Al元素后,基體β相的晶粒明顯增大,且隨Al含量的增加,β相晶粒尺寸與之呈正比增大,這與張寶昌[9]的研究結(jié)論一致,合金元素Al會使黃銅鑄造組織粗化.在朱志云等[10]關(guān)于復(fù)合添加元素對雙相黃銅的研究中也提到,當(dāng)合金組織中Al的質(zhì)量分?jǐn)?shù)高達1.5%時,導(dǎo)致合金鑄造組織明顯粗大.在本文中,由表3可以看到,當(dāng)合金Al的質(zhì)量分?jǐn)?shù)達到0.6%時,β相中Al的質(zhì)量分?jǐn)?shù)高達1.01%,這可能是合金β相變粗大的原因之一.同時,還可以觀察到,當(dāng)加入Al元素后,合金γ相晶粒尺寸也有些許增大,但并不明顯.

另一方面,當(dāng)加入Al元素后,合金中開始出現(xiàn)尺寸為0.1～1 μm的黑色小顆粒狀質(zhì)點,并且隨著Al含量的升高,黑色質(zhì)點的數(shù)量也隨之增多(見圖1).這些黑色質(zhì)點絕大多數(shù)分布于β相和γ相的相界處,少數(shù)分布于γ相晶粒的內(nèi)部,極少數(shù)分布于基體β相上.經(jīng)EDS分析得知,這些黑色質(zhì)點的成分中含有大量的P,Al元素,其中β相和γ相中均未出現(xiàn)的Mg元素也聚集在黑色質(zhì)點中.這是由于在鑄造過程中的高溫狀態(tài)下,相較于體心立方的β相,P,Al,Mg更易于與復(fù)雜立方的γ相形成間隙固溶體,故冷卻過程中,P,Al,Mg溶解度降低,大量沿γ相相界及相內(nèi)析出.類比于鉛黃銅的切削機理,這些彌散分布在黃銅基體上的黑色小顆粒,會使得基體割斷不連續(xù),出現(xiàn)很多脆性弱化區(qū).所以在切削時,應(yīng)力集中在這些小顆粒上,使得切屑易于斷碎[11].因此,隨黑色質(zhì)點數(shù)量的增多,合金的切削性能也將會隨之提高.

對比圖3(a)和(b),發(fā)現(xiàn)不含Al的合金中還出現(xiàn)大量D處的白色塊狀小顆粒.由表2可知,排除基體中Cu,Zn,Si元素的干擾,這些小顆粒應(yīng)該是合金熔鑄時摻雜的C雜質(zhì).而觀察圖3(b)和表3,含質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.6%Al的合金中沒有發(fā)現(xiàn)這種雜質(zhì),因此可以推斷,將Al添加進65CuZn3Si合金中,可以有助于除去熔鑄過程中夾雜的C雜質(zhì).

表3 4號合金能譜分析Tab.3 EDS analysis of the No.4 alloy %

2.2 Al對硅黃銅切削性能的影響

本試驗采用觀察合金切屑形態(tài)和尺寸的方法來衡量切削性能的好壞,將未添加Al元素的65CuZn3Si合金和添加了不同含量Al元素的65CuZn3Si合金在同等條件下進行車削加工,其切屑形態(tài)如圖4所示.

從圖4(a)可以看出,未添加Al元素的65CuZn3Si合金切屑大致呈長條片狀,長度約為8 mm,切屑表面光亮.圖4(b)～(d)為添加了Al元素的65CuZn3Si合金,相較于不含Al元素的65CuZn3Si合金,切屑形態(tài)及尺寸有了明顯的變化.當(dāng)Al質(zhì)量分?jǐn)?shù)僅為0.2%時,合金切屑就由原先的長條片狀變?yōu)榱酸槧?長度約為5 mm.隨著Al含量的升高,合金的切削性能進一步提高,切屑尺寸進一步減小,當(dāng)Al質(zhì)量分?jǐn)?shù)達到0.6%時,切屑變?yōu)槎提槧?長度僅約2 mm.這與合金微觀組織的變化是相對應(yīng)的,即當(dāng)合金中加入Al元素后,雖然基體β相晶粒尺寸有所增大,但此時對合金的斷屑過程起主導(dǎo)作用的黑色質(zhì)點開始出現(xiàn).隨著Al含量的升高,黑色質(zhì)點數(shù)量增多,合金的切削性能也有了明顯的提高,將切屑由長條的片狀轉(zhuǎn)變?yōu)榱硕提槧?

2.3 Al對硅黃銅力學(xué)性能的影響

合金力學(xué)性能表征如表4所示.可以看出,Al元素對65CuZn3Si合金的硬度影響并不大.這是由于添加Al元素后,合金的低硬度β相和高硬度γ相的比例變化不大,故合金的總體硬度也沒有明顯變化.其中隨Al含量的升高,合金硬度有略微提高.這是因為添加Al元素后,基體β相和γ相中均能固溶少量的Al,而Al的原子半徑大于Cu和Zn的原子半徑,Al融入Cu-Zn相中以置換原子的形式存在,當(dāng)Al置換了晶格中的Cu或Zn原子后,會引起晶格畸變,使得晶格固有應(yīng)力場的周期性在局部發(fā)生改變[12].實際上,無論合金的顯微組織狀態(tài)如何,其基本組成部分為基體、界面和第二相,各部分都能以不同的形式阻礙位錯運動,每一種阻礙方式都可以起到強化合金的作用[13].當(dāng)合金不添加Al元素時,起到強化作用的主要是彌散細小的γ相;當(dāng)合金加入Al元素后,β相和γ相晶粒變大,合金的界面減少,所以2號合金硬度有所下降.隨Al含量的提高,合金產(chǎn)生固溶強化,硬度有所升高.

圖4 1～4號合金車削加工時的切屑形態(tài)Fig.4 Chips of 1-4 alloys

根據(jù)合金組織特點可推斷出加入Al元素后,合金的抗拉強度會出現(xiàn)類似硬度的變化趨勢,這一推論在拉伸試驗中得到了驗證(如表4所示).本文中添加Al元素后合金的組織有粗化現(xiàn)象,隨著合金強度變大,相應(yīng)地伸長率有所降低.但從總體上看,當(dāng)Al質(zhì)量分?jǐn)?shù)升至0.6%時,合金的伸長率依然能夠達到12.1%,與原不含Al元素的65CuZn3Si黃銅12.6%的伸長率差別并不是很大.所以,Al質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.6%的65CuZn3Si合金具有較高的強度和良好的塑性.

表4 合金的硬度、抗拉強度和伸長率Tab.4 Hardness,tensile strength and elongation of 1-4 alloys

2.4 Al對硅黃銅腐蝕性能的影響

合金在3.5%NaCl溶液中的極化曲線見圖5.從圖5中可以看出:不含Al的65CuZn3Si合金和質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%Al,0.4%Al的65CuZn3Si合金極化曲線出現(xiàn)一定鈍化現(xiàn)象,這種現(xiàn)象可能與合金表面生成的鈍化膜阻礙了反應(yīng)的進一步發(fā)生有關(guān);質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.6%Al的65CuZn3Si合金出現(xiàn)了兩次鈍化,這可能是由于Zn和Cu的鈍化電位不同,受到Cl-的影響,合金出現(xiàn)了脫Zn腐蝕[14].在NaCl溶液中,合金表面會氧化成CuO,Cu2O.同時,由于Al的標(biāo)準(zhǔn)電位相對于Zn的標(biāo)準(zhǔn)電位值更低,因而更趨向于離子化,能夠優(yōu)先與環(huán)境中的O結(jié)合,形成鈍化膜以保護基體[15-16].觀察合金的極化曲線可以看出,雖然含Al元素的65CuZn3Si合金自腐蝕電位較低,但是其鈍化現(xiàn)象都較65CuZn3Si合金明顯,說明Al元素對阻礙合金腐蝕有一定影響,能夠減緩腐蝕[17].

圖5 1～4號合金的極化曲線Fig.5 The polarization curves of 1-4 alloys

3 結(jié) 論

(1) 添加Al元素后,65CuZn3Si合金的組織有粗化現(xiàn)象,其中基體β相晶粒粗化明顯.但加入Al后,合金兩相相界和γ相相內(nèi)開始出現(xiàn)含大量P,Al,Mg元素的黑色質(zhì)點.這些質(zhì)點有利于合金切削性能的提高,使得合金切屑由片狀變?yōu)獒槧?且隨Al含量的升高,質(zhì)點數(shù)量增多,切削性能優(yōu)化.

(2) 合金的力學(xué)性能隨Al含量的增加而提高,其中硬度和抗拉強度提高,伸長率略有下降.Al的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.6%時,合金的硬度達到303(HV)、抗拉強度達到443.7 MPa,伸長率仍保持為12.1%,綜合性能最佳.

(3) 在電化學(xué)腐蝕試驗中,Al元素促進了鈍化現(xiàn)象的發(fā)生,有效減緩了合金的腐蝕.

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