DOI:10.19476/j.ysxb.1004.0609.2004.04.015
Al2 O3 (p ) /ZA35锌基复合材料的制备及其磨擦性能
牛玉超 边秀房 耿浩然 王伟民
山东建筑工程学院材料科学与工程系
山东大学材料液态结构及其遗传性国家教育部重点实验室
山东大学材料液态结构及其遗传性国家教育部重点实验室 济南250014
济南250061
摘 要：
利用Al2 (SO4) 3分解, 在铝熔体中原位生成Al2O3颗粒。实验结果表明:采用石墨坩埚、电磁搅拌和铝熔体中加入镁的工艺流程, 可实现Al2O3颗粒和铝熔体的有效复合, 进而制备出Al2O3 (p) /ZA35锌基复合材料;与基体合金ZA35相比, 复合材料的耐磨减摩性能有了明显的提高。
关键词：
复合材料 ;锌合金 ;电磁搅拌 ;
中图分类号： TB333
收稿日期： 2003-08-07
Fabrication and friction properties of Al2 O3 (p /ZA35 composite with in-situ process
Abstract：
By means of decomposition of Al2 (SO4 3 , Al2 O3 particles were formed in situ in Al melt. The results show that by using graphite crucible and the method of electromagnetic stirring and adding Mg into Al melt, the combination between Al2 O3 particles and Al melt is performed effectively. Basing that, Al2 O3 (p /ZA35 zinc based composites was fabricated. The friction coefficient and wear resistance of Al2 O3 (p /AZ35 zinc based composites were proved to be superior to those of matrix alloy ZA35 obviously.
Keyword：
composite; zinc alloy; electromagnetic stirring;
Received： 2003-08-07
锌合金是重要的工程材料之一, 特别是Zn-Al系合金具有较高的强度、 优良的耐磨减摩性能、 良好的铸造性能和机加工性能、 较低的原材料成本和熔炼能耗, 可以取代力学性能和耐磨性能偏低、 且价格较高的锡青铜, 用来制作轴承、 轴套等耐磨件
[1 ,2 ]
。 但是, 它存在着线膨胀系数较高、 耐热性和抗蠕变性能较差等不足。 研究表明
[3 ,4 ,5 ]
, 在锌基合金中加入陶瓷等增强颗粒和纤维制成复合材料不仅能明显改善高温性能、 降低线膨胀系数、 提高抗蠕变性能, 而且还能提高耐磨性、 强度、 硬度。 制备颗粒增强金属基复合材料的方法有外加颗粒法和原位反应生成颗粒法等。 原位反应生成颗粒法有着增强颗粒细小、 在基体中分布均匀、 颗粒表面不受污染、 与基体润湿性及结合力好等优点, 因此日益受到国内外学者的重视
[6 ,7 ,8 ,9 ,10 ,11 ,12 ,13 ]
。 我们采用原位反应生成Al2 O3 颗粒的方法和较为简单的工艺装置制备了Al2 O3 (p) /ZA35锌基复合材料。
1 实验
本实验采用的材料有纯度为99.99%的铝、 1# 锌、 纯度为99.95%的镁、 Al-50%Cu合金、 分析纯Al2 (SO4 ) 3 ·18H2 O。 熔炼设备有KGPS-160型中频炉、 石墨坩埚等。 检测设备有NikonAFX-DX型普通光学金相显微镜、 QHS-2200型高倍光学金相显微镜、 日立S-2500型扫描电镜、 牛津Link.ISIS300型能谱分析仪、 60 t万能试验机、 JB30A型冲击韧性试验机、 HB3000型布氏硬度计、 M-200型摩擦磨损试验机。
在箱式电阻炉中, 300 ℃下将Al2 (SO4 ) 3 ·18H2 O脱水并压碎成粉末, 再将该粉末分装于3个小坩埚, 放于电阻炉中, 600 ℃预热30 min。 将铝块装入石墨坩埚中, 用中频炉熔化后, 在750 ℃左右加入纯镁。 然后, 使熔体升温至900 ℃, 分3次徐徐加入Al2 (SO4 ) 3 粉末, 同时进行中等程度的电磁搅拌和人工在坩埚四壁处的辅助搅拌。 待Al2 (SO4 ) 3 粉末全部加入且分解完成 (即不再产生反应火花和逸出反应气体) 后, 熔体静置, 降温至750 ℃, 用部分熔体浇注成Al2 O3 (p) /Al合金试样。 在坩埚中放入锌块等配成基体为ZA35的成分 (Zn-35%Al-2.2%Cu-0.1%Mg) , 使熔体升温至730 ℃, 电磁搅拌1 min, 熔体静置, 其温度降至680 ℃时, 浇注Al2 O3 (p) /ZA35合金试样。 重复以上试验过程的前半部分, 只是不加入镁, 浇注不加入镁的Al2 O3 (p) /Al合金试样。
对加镁及不加镁的Al2 O3 (p) /Al合金试样均进行电解抛光, 对Al2 O3 (p) /ZA35合金试样进行机械抛光, 制取金相显微组织观察试样, 以便观察增强颗粒在基体合金中的分布情况。 对Al2 O3 (p) /ZA35复合材料试样进行耐磨减摩性能和力学性能测定。
2 结果与讨论
2.1实验装置对Al2O3 (p) /Al复合材料制备的影响
我们在实验中分别采用3种方法来制备: ① 电阻炉—粘土坩埚法; ② 中频炉—粘土坩埚法; ③ 中频炉—石墨坩埚法。 Al2 (SO4 ) 3 在一定温度下, 发生下面反应:
A
l
2
(
S
Ο
4
)
3
→
>
7
7
0
℃
A
l
2
Ο
3
+
3
S
Ο
3
?
?
?
(
1
)
分解反应后的Al2 O3 的颗粒形状圆钝、 尺寸细小, 一般为0.2～2 μm。 为了让Al2 (SO4 ) 3 与熔体充分接触并分解, 使Al2 O3 颗粒顺利地进入铝熔体, 需对熔体进行充分、 均匀的搅拌。 对3种方法进行对比时发现: 1) 在①法中采用的机械搅拌难以充分、 均匀地搅拌熔体, 同时操作也不方便。 在②法和③法中采用的电磁搅拌, 容易实现均匀、 充分地搅拌; 2) 在②法中由于粘土坩埚内壁粗糙且温度较低, 在其四壁和底部粘附有较多的粘附物, 这些粘附物一部分来自熔体的高温氧化物, 另一部分来自Al2 (SO4 ) 3 分解来的Al2 O3 颗粒, 而且, 粘附物会越积越多; 3) 在③法中采用石墨坩埚, 在电磁搅拌的同时用石墨棒在坩埚的四壁处给予辅助搅拌, 避免了坩埚周壁和底部Al2 O3 颗粒的粘附现象。 在中频炉中, 石墨的电磁感应使石墨坩埚的温度高于熔体, 而坩埚四壁和底部的高温增加了Al2 O3 颗粒与熔体的润湿性
[14 ,15 ]
。 同时, 由于Al2 O3 与石墨的亲合力小于与熔体的亲合力, 在搅拌的情况下, 细小的Al2 O3 颗粒会进入了熔体而不会滞留在坩埚四壁和底部。 石墨坩埚倒空后, 干净的、 没有粘附物的内壁很好地证明了这一点。
2.2 材料的金相组织
加镁的Al2 O3 (p) /Al合金试样金相组织如图1所示。 图1中白点为Al2 O3 颗粒, 呈等轴形状, 尺寸约为2 μm左右, 间距约为10～20 μm。 Al2 O3 颗粒在光学显微镜视场下呈半透明, 在基体上基本是均匀分布。 不加镁的Al2 O3 (p) /Al合金试样金相组织如图2所示。 在图2中几乎看不到Al2 O3 颗粒。 导致图1与图2之间产生差异的原因是元素镁能促使Al2 O3 与铝熔体的润湿。 镁的作用机理是它与
图1 熔体中加镁的Al2O3 (p) /Al的金相组织
Fig.1 Microstructure of Al2 O3 (p) /Al with addition of Mg
图2 熔体中不加镁的Al2O3 (p) /Al 试样的金相组织
Fig.2 Microstructure of Al2 O3 (p) /Al without addition of Mg
Al2 O3 在熔体中反应生成尖晶石:
4Al2 O3 +3Mg→2Al+3MgAl2 O4 (尖晶石) (2)
尖晶石与金属液体有良好的润湿性, 并可以与金属、 陶瓷类增强材料形成结合性强的界面。 此外, 镁作为活性元素添加到铝中后, 可使液态铝的表面张力下降, 提高铝液对Al2 O3 颗粒的润湿能力
[14 ]
。 图1与图2的对比说明镁对Al2 O3 颗粒能否顺利地进入铝熔体并稳定地存留在铝熔体中有着很大的影响。 Al2 O3 (p) /ZA35合金试样金相组织如图3所示。 在图3 (a) 中由于基体ZA35锌合金为多相组织, 难以将Al2 O3 颗粒与白色的富铝相区分出来。 图3 (b) 是SEM组织, 可以看出在处于晶界灰白色的组织上分布着许多白色的亮点。 对图3 (b) 中的点1进行能谱分析, 所得结果表明这些白色亮点为Al2 O3 颗粒。 由图3 (b) 可以看出, Al2 O3 颗粒不像加镁的Al2 O3 (p) /Al合金试样的那样在基体上均匀分布, 而是大都分布在晶界上。
2.3Al2O3 (p) /ZA35合金性能及其与Al2O3颗粒分布状态的关系
对Al2 O3 (p) /ZA35及其基体合金ZA35分别进行摩擦磨损试验: 在载荷为300N、 滑速为0.84 m/s、 20# 机油滴油润滑 (10滴/min) 的条件下, 得出摩擦系数—时间曲线, 如图4所示; 在不同载荷下, 得出磨损时间为30 min时的磨痕宽度变化耐磨性能曲线, 如图5所示。
由图4和图5可以看出Al2 O3 (p) /ZA35具有较低的摩擦因数和较好的耐磨性能。 但是, 分别对Al2 O3 (p) /ZA35及其基体合金ZA35进行的力学性能测试却表明, Al2 O3 (p) /ZA35的强度、 塑性和韧性较基体合金ZA35A有所下降, 其力学性能结果见表1。
表1 Al2O3 (p) /ZA35、 ZA35的力学性能
Table 1 Mechanical properties ofAl2 O3 (p) /ZA35 and ZA35
Alloy
σ b /MPaHB
δ 5 /%a k / (J·cm-2 )
ZA35A
360-400
120
0.8-1
27-35
Al2 O3 (p) /ZA35
330-370
125
0.5-0.6
22-30
Al2 O3 (p) /ZA35合金强度、 塑性和韧性较基体合金ZA35下降的原因与颗粒与基体的结合力有关, 因为对颗粒、 晶须等非连续相增强金属基复合材料, 只有强界面结合, 才能发挥颗粒和晶须的增强作用
[15 ]
, 同时也与Al2 O3 颗粒分布状态有关系。
图3 Al2O3 (p) /ZA35试样的微观组织
Fig.3 Microstructures of Al2 O3 (p) /ZA35 composite (a) —OM microstructure; (b) —SEM microstructure
图4 Al2O3 (p) /ZA35、 ZA35摩擦系数—时间曲线
Fig.4 Curves of friction coefficient vs time of Al2 O3 (p) /ZA35 and ZA35 under 300 N
图5 Al2O3 (p) /ZA35、 ZA35耐磨性能曲线
Fig.5 Curves of wearing resistance of Al2 O3 (p) /ZA35 and ZA35
含有不溶性颗粒的液体凝固时, 凝固界面与颗粒的相互作用一般存在3种状态
[16 ]
: 一是颗粒与凝固界面接触时, 被成长的固相所捕捉进入固相中; 二是颗粒被凝固界面所排斥, 偏析于最后凝固的部位; 三是被排斥的颗粒的移动受枝晶等阻碍而被机械地嵌入, 分布于晶粒边界。 制造金属基复合材料时, 从力学角度考虑, 希望获得第一种状态。
从图1中可明显看出, Al2 O3 颗粒在铝基中的分布属于第一种方式。 而图3中Al2 O3 颗粒在ZA35基体分布是不均匀的, 它们大多分布于基体晶界上, 属于第二、 第三种状况。 Al2 O3 颗粒在基体晶界上分布导致了合金强度、 塑性和韧性下降。
3 结论
1) 采用中频炉、 石墨坩埚可容易地实现对熔体充分、 均匀的搅拌, 消除了分解产物Al2 O3 颗粒的附壁现象, 使Al2 O3 颗粒有效地进入和稳定地留存于铝熔体。
2) Al2 (SO4 ) 3 分解得到的Al2 O3 颗粒圆钝、 尺寸细小。 铝熔体加入镁使得熔体与Al2 O3 颗粒的增润效果明显。
3) 制备的Al2 O3 (p) /ZA35锌基复合材料与基体合金相比, 耐磨减摩性能有明显提高。
4) 在Al2 O3 (p) /ZA35基体的硬度、 耐磨性得以提高的前提下, 如何提高颗粒与基体的结合力、 改善Al2 O3 颗粒在基体上的分布, 使其强度、 韧性、 塑性有所提高, 有待今后的继续研究。
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