翟 雍，趙 俊，孫紹波，韓新占

(上海漣屹軸承科技有限公司，上海 201100)

0 引 言

鋁錫軸瓦合金具有良好的順應(yīng)性、抗咬合性能和耐蝕性，并且其價(jià)格便宜，密度較小，符合現(xiàn)代發(fā)動(dòng)機(jī)小型化、輕量化的發(fā)展方向，在發(fā)動(dòng)機(jī)上作為軸瓦材料得到一定應(yīng)用。然而，鋁錫軸瓦合金的強(qiáng)度和承載能力較低，只能應(yīng)用于低載荷場(chǎng)合，這嚴(yán)重限制了鋁錫軸瓦合金的應(yīng)用。此外發(fā)動(dòng)機(jī)技術(shù)的發(fā)展也對(duì)發(fā)動(dòng)機(jī)軸瓦提出了更高強(qiáng)度和承載能力的要求[1-3]。因此，有必要開(kāi)發(fā)性能更加優(yōu)異的鋁錫軸瓦合金。

AlSn6Cu合金是一種鋁基低錫合金材料，鑄造合金的晶粒一般為粗大的柱狀晶，合金的性能可通過(guò)晶粒細(xì)化得到改善。目前，已有使用磁控濺射法通過(guò)快速凝固細(xì)化晶粒的研究報(bào)道[4]，但磁控濺射法對(duì)設(shè)備要求高，生產(chǎn)效率低。通過(guò)添加微量合金元素細(xì)化晶粒的方法則更簡(jiǎn)單且高效。研究發(fā)現(xiàn)：?jiǎn)为?dú)添加鋯、鈧元素可在合金中形成Al3Zr[5-7]、Al3Sc[8-9]，聯(lián)合添加鋯、鈧元素則可以形成Al3(Zr，Sc)[10-12]，這些化合物顆粒與α-Al具有較低的錯(cuò)配度，在凝固過(guò)程中可以作為強(qiáng)有效的異質(zhì)形核核心，起到細(xì)化晶粒的效果；微量釔和鋯元素的聯(lián)合添加可以使初生的α-Al晶粒變得圓整細(xì)小，二次枝晶間距減小，從而提高強(qiáng)度[13]。目前，在AlSn6Cu合金中添加微量合金元素的研究大多集中在熱處理態(tài)材料上[14-20]，有關(guān)微量合金元素對(duì)鑄態(tài)材料組織和性能的影響研究較少[21]。為此，作者在AlSn6Cu合金中添加微量鋯元素，研究了鋯含量對(duì)鑄態(tài)AlSn6Cu合金顯微組織和力學(xué)性能的影響。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)原料為純度99.9%的純鋁錠、純度99.95%的錫錠、Al-5Zr中間合金和Al-50Cu中間合金，均由蘇州川茂金屬材料有限公司提供。按照表1配比稱取原料，將純鋁錠在中頻感應(yīng)熔煉爐中熔化，然后依次加入Al-50Cu中間合金、Al-5Zr中間合金和錫錠，待全部熔化后，使用石墨棒攪拌均勻，升溫到730 ℃保持2～3 min，扒去合金熔體表面的氧化渣，澆鑄到預(yù)熱至250 ℃的鑄鐵模具中，空冷，最終得到尺寸為155 mm×155 mm×22 mm(高度155 mm)的合金鑄錠。計(jì)算得到當(dāng)Al-5Zr中間合金質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0，1%，2%，4%，5%時(shí)，AlSn6Cu合金鑄錠中鋯含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)分別為0，0.05%，0.10%，0.20%，0.25%。

表1 原料配比Table 1 Raw material ratios %

1.2 試驗(yàn)方法

在距離鑄錠底部60 mm位置橫向截取尺寸為155 mm×22 mm×10 mm的金相試樣，經(jīng)磨拋后，先用MX4R型光學(xué)顯微鏡觀察金相試樣橫截面(155 mm×22 mm)正中心位置的β-Sn相形態(tài)；隨后，將金相試樣在由5 mL HF和100 mL H2O組成的溶液中淺腐蝕2～5 s，在MX4R型光學(xué)顯微鏡下觀察橫截面正中心位置的枝晶形貌。淺腐蝕不足以顯現(xiàn)晶界，為了觀察晶粒形貌，將淺腐蝕后的金相試樣再次浸入由5 mL HF+100 mL H2O組成的溶液中深腐蝕1～2 min，使用AmScope FMA050型體視顯微鏡觀察整個(gè)橫截面的晶粒形貌，并在截面上劃分5條等距的水平直線，通過(guò)統(tǒng)計(jì)每條直線穿過(guò)的晶粒數(shù)量計(jì)算晶粒尺寸，計(jì)算得到的晶粒尺寸取其平均值。

在距離鑄錠底部約60 mm位置橫向截取尺寸為155 mm×22 mm×10 mm的試樣并加工成直徑8 mm，標(biāo)距 50 mm的狗骨形拉伸試樣，在WDW-30型萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為1 mm·min-1，各測(cè)3個(gè)試樣取平均值。使用JSM-7800F型掃描電鏡(SEM)觀察拉伸斷口形貌。采用HMAS-D100SZ型維氏顯微硬度計(jì)測(cè)試鑄錠硬度，載荷為0.98 N，加載時(shí)間為10 s，各打8個(gè)點(diǎn)取平均值。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 鋯含量對(duì)β-Sn相形貌的影響

由圖1可以看出：未添加和添加鋯元素的AlSn6Cu合金均由基體α-Al相和分布在枝晶間隙的β-Sn相組成，和文獻(xiàn)[22]中觀察到的組織類似。未添加鋯元素時(shí)，合金中的β-Sn相大多呈細(xì)小的顆粒狀，同時(shí)也有少量呈蠕蟲(chóng)狀；添加鋯元素后，β-Sn相形狀由顆粒狀向蠕蟲(chóng)狀轉(zhuǎn)變，并且轉(zhuǎn)變趨勢(shì)隨著鋯含量的增加越發(fā)明顯，顆粒尺寸也增大；當(dāng)鋯含量增至0.25%時(shí)，β-Sn相更加粗大，且呈網(wǎng)狀。

圖1 不同鋯含量AlSn6Cu合金的β-Sn相形貌(磨拋處理)Fig.1 Morphology of β-Sn phase of AlSn6Cu alloy with different zirconium content (polishing processing)

2.2 鋯含量對(duì)晶粒形貌和尺寸的影響

由圖2可以看出：未添加鋯元素時(shí)，AlSn6Cu合金鑄錠橫截面邊部區(qū)域?yàn)榇执蟮牡容S晶，靠近中心區(qū)域?yàn)橹鶢罹ВЯ１容^粗大；添加0.10%鋯后，鑄錠橫截面邊部和中心區(qū)域仍分別由等軸晶和柱狀晶組成，但邊部的等軸晶和中心的柱狀晶相比于未添加鋯元素時(shí)均發(fā)生細(xì)化；當(dāng)鋯含量增至0.20%時(shí)，橫截面中心的柱狀晶消失，組織全部由等軸晶組成，晶粒明顯細(xì)化，當(dāng)鋯含量繼續(xù)增至0.25%時(shí)，晶粒進(jìn)一步得到細(xì)化。

圖2 不同鋯含量AlSn6Cu合金的晶粒形貌(腐蝕1～2 min)Fig.2 Grain morphology of AlSn6Cu alloy with different zirconium content (corrosion for 1-2 min)

由圖3可以看出，AlSn6Cu合金的晶粒尺寸隨鋯含量增加而減小。未添加鋯時(shí)的晶粒尺寸為1 450 μm，鋯含量增至0.25%時(shí)為280 μm。AlSn6Cu合金中的鋯元素以Al-5Zr中間合金的形式加入，該中間合金中存在形狀不規(guī)則的Al3Zr相；Al3Zr相熔點(diǎn)較高，在鋁熔體中比較穩(wěn)定，并且與α-Al的原子間距錯(cuò)配值和界面錯(cuò)配值很小，具有多個(gè)位向關(guān)系[5]，是強(qiáng)有效的異質(zhì)形核核心。隨著鋯含量的增加，鋁熔體中Al3Zr的數(shù)量增加，合金的晶粒細(xì)化效果越發(fā)明顯。

圖3 AlSn6Cu合金的晶粒尺寸隨鋯質(zhì)量分?jǐn)?shù)的變化曲線Fig.3 Grain size vs zirconium mass fraction curve of AlSn6Cu alloy

鑄態(tài)AlSn6Cu合金的晶粒內(nèi)部一般存在非常發(fā)達(dá)的枝晶組織，這種組織中存在兩種界面：不同晶粒之間的枝晶界和同一個(gè)晶粒內(nèi)部的枝晶界。由圖4可以看出：未添加鋯元素時(shí)，AlSn6Cu合金的顯微組織為非常發(fā)達(dá)的樹(shù)枝晶組織，樹(shù)枝晶生長(zhǎng)錯(cuò)綜復(fù)雜；當(dāng)添加0.10%鋯后，樹(shù)枝晶開(kāi)始退化，二次枝晶長(zhǎng)度減??；當(dāng)鋯含量為0.20%時(shí)，顯微組織由樹(shù)枝狀轉(zhuǎn)變?yōu)榛ò隊(duì)?；?dāng)鋯含量繼續(xù)增至0.25%時(shí)，二次枝晶基本退化，顯微組織呈現(xiàn)近似球狀。

圖4 不同鋯含量AlSn6Cu合金的枝晶形貌(腐蝕2～5 s)Fig.4 Dendrite morphology of AlSn6Cu alloy with different zirconium content (corrosion for 2-5 s)

未引入鋯元素時(shí)，鋁晶粒為自發(fā)形核，只有達(dá)到某一臨界尺寸的晶胚才能長(zhǎng)大成為晶核，故晶核數(shù)量較少。晶核在長(zhǎng)大過(guò)程中向固液界面前沿析出溶質(zhì)原子，造成某些局部位置成分過(guò)冷，晶體傾向于在其棱角處優(yōu)先生長(zhǎng)，從而形成樹(shù)枝狀結(jié)構(gòu)。由于晶核數(shù)量較少，這些樹(shù)枝狀結(jié)構(gòu)的生長(zhǎng)空間非常大，最終生長(zhǎng)成發(fā)達(dá)的枝晶。因此，未添加鋯元素時(shí)鑄態(tài)AlSn6Cu合金的晶粒形貌表現(xiàn)為柱狀晶。當(dāng)以添加Al-5Zr中間合金的方式引入鋯元素時(shí)，鋁熔體中同步引入了Al3Zr顆粒，在凝固過(guò)程中Al3Zr顆粒成為異質(zhì)形核核心，增加了晶核數(shù)量，晶核生長(zhǎng)的空間受限導(dǎo)致枝晶生長(zhǎng)長(zhǎng)度減小。當(dāng)鋯含量為0.10%時(shí)，引入的Al3Zr顆粒數(shù)量相對(duì)較少，晶粒形貌仍表現(xiàn)為柱狀晶，但明顯細(xì)化；當(dāng)鋯含量增至0.20%時(shí)，晶核數(shù)量進(jìn)一步增加，樹(shù)枝晶結(jié)構(gòu)退化成花瓣?duì)罱Y(jié)構(gòu)，此時(shí)每個(gè)花瓣?duì)罱Y(jié)構(gòu)均由一個(gè)晶核發(fā)展而來(lái)，晶粒為等軸狀；當(dāng)鋯含量達(dá)到0.25%時(shí)，晶核密度非常高，晶核來(lái)不及發(fā)展成樹(shù)枝狀結(jié)構(gòu)就與相鄰的晶核接觸而停止生長(zhǎng)，鋁晶粒全部呈近球形，每個(gè)近球形結(jié)構(gòu)均由一個(gè)晶核發(fā)展而來(lái)，晶粒為等軸狀。

2.3 鋯含量對(duì)力學(xué)性能的影響

由圖5可以看出：添加鋯元素后AlSn6Cu合金的抗拉強(qiáng)度均低于未添加鋯元素合金，但隨著鋯含量增加，添加鋯元素合金的抗拉強(qiáng)度逐漸升高最后趨于穩(wěn)定；顯微硬度隨鋯含量的增加先增大后減小，最大值出現(xiàn)在鋯含量為0.1%時(shí)。顯微硬度隨鋯含量增加先增大的原因在于，在合金中引入鋯元素的同時(shí)也引入了硬度較高且細(xì)小彌散的Al3Zr，當(dāng)鋯含量達(dá)到0.1%后又減小的原因在于，鑄態(tài)合金組織中有粗大的Al3Zr顆粒析出[23]。

圖5 AlSn6Cu合金的抗拉強(qiáng)度和硬度隨鋯含量的變化曲線Fig.5 Variation curves of tensile strength (a) and hardness (b) vs zirconium content of AlSn6Cu alloy

當(dāng)合金發(fā)生塑性變形時(shí)，部分晶粒內(nèi)的位錯(cuò)源會(huì)先開(kāi)動(dòng)，并沿一定晶面產(chǎn)生滑移和增殖；晶界會(huì)阻礙位錯(cuò)滑移，從而提高強(qiáng)度。因此一般而言，晶粒越細(xì)，即晶界越多，強(qiáng)度越高。AlSn6Cu合金的晶粒尺寸隨鋯含量增加而減小，但抗拉強(qiáng)度卻沒(méi)有表現(xiàn)出增大的趨勢(shì)，推測(cè)抗拉強(qiáng)度的變化還與組織中β-Sn相形貌及分布有關(guān)[24]。分布在晶界的β-Sn相會(huì)弱化晶界強(qiáng)度。未添加鋯時(shí)，雖然合金晶粒粗大，但β-Sn相呈顆粒狀且非常細(xì)小，對(duì)晶界強(qiáng)度影響較小，位錯(cuò)需要在較大載荷作用下才能穿過(guò)晶界，因此抗拉強(qiáng)度較高。當(dāng)鋯含量為0.05%時(shí)，合金晶粒細(xì)化的效果還不是特別明顯，但β-Sn相已有部分轉(zhuǎn)變?yōu)槿湎x(chóng)狀并且發(fā)生粗化，位錯(cuò)到達(dá)晶界時(shí)可沿著蠕蟲(chóng)狀的β-Sn軟相進(jìn)行運(yùn)動(dòng)，合金的抗拉強(qiáng)度明顯降低。隨著鋯含量的繼續(xù)增加，晶粒細(xì)化效果越發(fā)明顯，細(xì)晶增強(qiáng)效果越發(fā)顯著，彌補(bǔ)了β-Sn相形態(tài)轉(zhuǎn)變帶來(lái)的強(qiáng)度下降，合金的抗拉強(qiáng)度逐漸增加。為了驗(yàn)證這種猜測(cè)，對(duì)拉伸斷口形貌進(jìn)行觀察。未添加鋯時(shí)合金的拉伸斷口非常平整，位錯(cuò)穿過(guò)晶界運(yùn)動(dòng)，如圖6(a)所示；添加0.25%鋯元素時(shí)合金的拉伸斷口凹凸不平，位錯(cuò)沿著網(wǎng)狀β-Sn相運(yùn)動(dòng)，如圖6(b)所示。這為上述猜測(cè)提供了更有力的證據(jù)，即AlSn6Cu合金的抗拉強(qiáng)度隨鋯含量的變化是細(xì)晶強(qiáng)化作用和β-Sn相對(duì)晶界的弱化作用相互競(jìng)爭(zhēng)的結(jié)果。

圖6 不同鋯含量AlSn6Cu合金的拉伸斷口形貌Fig.6 Tensile fracture morphology of AlSn6Cu alloy with different zirconium content

3 結(jié) 論

(1) 以添加Al-5Zr中間合金的方式在AlSn6Cu合金鑄錠中引入鋯元素，隨著鋯含量的增加，合金晶粒逐漸細(xì)化，形貌由樹(shù)枝狀向退化的枝晶狀或花瓣?duì)钤傧蚪蛐无D(zhuǎn)變，β-Sn相則發(fā)生由顆粒狀向蠕蟲(chóng)狀再向網(wǎng)狀的轉(zhuǎn)變。

(2) 添加鋯元素AlSn6Cu合金的抗拉強(qiáng)度均低于未添加鋯元素合金，但隨著鋯含量增加，添加鋯元素合金的抗拉強(qiáng)度逐漸升高最后趨于穩(wěn)定；抗拉強(qiáng)度的變化趨勢(shì)是細(xì)晶強(qiáng)化和β-Sn的晶界弱化相競(jìng)爭(zhēng)的結(jié)果。隨著鋯含量增加，合金硬度先增大后降低，最大值出現(xiàn)在鋯質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.10%時(shí)。