液压传动技术是衡量一个国家工业技术水平的重要标志之一,而作为液压传动系统中被视为能源转换心脏部件的动力和执行元件,柱塞式液压泵和马达,其关键材料的使用寿命、耐磨性能、导热性能以及吸油性能都直接影响液压系统的运行效果及寿命.据统计,液压系统中60%的故障来自油泵,而油泵故障中80%是由关键摩擦副的磨损造成,特别是柱塞与柱塞套这对摩擦副的磨损.柱塞套一般采用耐磨复杂黄铜管制成,因此,柱塞套用的耐磨复杂黄铜管的性能将直接决定油泵的使用寿命^[1].

耐磨复杂黄铜是西方国家20世纪70年代开发的一种新材料,一般通过控制黄铜中α、β相的比例和耐磨相的形貌和数量来提高合金的耐磨性.研究表明,耐磨材料组织通常由软相和硬相组成,当软相被磨损后留下的凹坑仍可以存储润滑油,硬相起支撑作用,从而提高耐磨性^{[2, 3]}.目前,以β相为基体的耐磨复杂黄铜棒材的研究较多,而以α相为基体的复杂黄铜管材几乎很少研究.本文对不同热处理状态下CuZn35Mn2SiPb黄铜管的微观组织进行了观察,测试了不同退火温度下合金的显微硬度和磨损性能,分析了MnSi相的形貌、基体相与热处理温度的关系.

试验合金CuZn35Mn2SiPb(质量分数,%)在中频感应电阻炉中进行熔炼,铸造成Φ145 mm合金铸锭,其中Mn和Si以铜锰(Mn,25%)、铜硅(Si,25%)中间合金的形式加入.化学成分见表 1.铸锭在中频感应加热炉中进行加热,温度750℃,时间8 min,然后挤压至Φ35 mm×3 mm,通过1道空拉,2道衬拉至Φ27 mm×2.5 mm.拉伸后在台车式退火炉中400～600℃退火,时间1 h,最后拉伸至Φ25 mm×2.0 mm.

表 1(Table 1)

表 1 CuZn35Mn2SiPb合金的化学成分 Tab. 1 Chemical composition of CuZn35Mn2SiPb alloy 元素 质量分数/% 实测值 Cu 60.0～63.0 61.53 Mn 1.5～3.5 2.14 Si 0.5～1.5 0.93 Pb 0.2～0.8 0.68 Fe 0.2 0.055 Zn 余量 余量

表 1 CuZn35Mn2SiPb合金的化学成分 Tab. 1 Chemical composition of CuZn35Mn2SiPb alloy

铸锭的化学成分采用直读式光谱仪和化学分析相结合;显微硬度在HVS-1000数字显微镜硬度计上测量,载荷0.98 N,保载时间20 s;金相组织在Leica DM IRM型光学显微镜上观察,微观组织分析在JSM S-4800型扫描电子显微镜(SEM)上进行,腐蚀液为三氯化铁、盐酸和水溶液(FeCl₃∶HCl∶H₂O=5∶10∶100);磨损试验在MMW-1型摩擦磨损试验机上进行,摩擦副材料采用CCr15钢球,载荷800 N,转速1 000 r·min^-1,润滑油采用液压68^#油,载荷100 N,试验时间2 h,试验完毕后由计算机算出摩擦系数和磨痕深度.

图 1为CuZn35Mn2SiPb合金铸态组织.可以看到,基体为相互交杂的α+β双相组织,且还弥散分布着无规则的Mn₅Si₃和Fe₃Si相^[4].组织中耐磨相分布没有明显的方向性,耐磨相Mn₃Si₅和Fe₃Si为颗粒状或棒状,颗粒大小约为5～10 μm,棒状长度约为10～50 μm.

图 1

图 1 CuZn35Mn2SiPb合金铸态组织金相照片 Fig.1 Metallograph of as-cast structure of CuZn35Mn2SiPb alloy

CuZn35Mn2SiPb合金铸锭经过750℃挤压,挤压速度为35 mm·s^-1,挤压态的金相组织如图 2所示.可以看出,硅锰铁相发生了明显的转动,沿挤压方向分布,部分硅锰铁相还发生了断裂.同时,从纵截面图(b)中可以看到α相也出现了明显的方向性生长.

图 2

图 2 CuZn35Mn2SiPb合金挤压态金相组织 Fig.2 Metallographic structure of as-extruded CuZn35Mn2SiPb alloy

为了进一步观察耐磨相形貌,采用SEM对硅锰铁相的形貌及成分进行分析,如图 3所示.从图 3中看出,耐磨相主要由Mn、Si、Fe元素组成,其形状多为六边形,大部分中间位空心,断裂后为竹节状.

图 3

图 3 CuZn35Mn2SiPb合金挤压态SEM图 Fig.3 SEM image of as-extruded CuZn35Mn2SiPb alloy

热处理是控制α相和β相形貌和比例的关键工序.为了获得较佳的热处理工艺参数,分别在300,400,500,和600℃时进行了退火处理,退火时间1 h,退火后的金相组织如图 4所示.从图 4中可以看出,500℃退火时,β相组织基本消失,而400℃退火,有明显的β相组织存在,可见400～500℃之间,出现了大量的β相向α相的转变.但600℃退火有少量的β相出现,只是β相不连续分布,且分布不均匀.这可能是由于在300℃以下退火时,β相并没有转变成α相,保存了挤压态的形貌.而600℃退火时,材料本身的β相完全转变成α相,然后在冷却过程中,又从α相中析出了少量的β相,所以材料在600℃退火后的相形貌与挤压态有较大变化,β相成不连续状出现.根据Cu-Zn二元相图^[4],457℃是α相最大的固溶点,所以大量的β相转变成α相.而超过456℃,温度再升高时,从α相中又逐渐分解出β相.

图 4

图 4 CuZn35Mn2SiPb不同退火温度金相组织 Fig.4 Metallographic structure of CuZn35Mn2SiPb alloy at different annealing temperatures

在不同温度的热处理后,CuZn35Mn2SiPb合金力学性能的变化见表 2.从表 2中可以看出,随着温度的升高,抗拉强度和硬度都随着下降,伸长率上升.在400～500℃,力学性能发生了突变,在500～600℃力学性能变化不明显.这说明在500℃时,已经发生了再结晶,使合金达到了软态.

表 2(Table 2)

表 2 不同退火温度下CuZn35Mn2SiPb合金的力学性能 Tab. 2 Mechanical properties of CuZn35Mn2SiPb alloy at different annealing temperatures 退火工艺 抗拉强度/MPa 伸长率/% 硬度(HV) 300℃×1h 600 6 178 400℃×1h 560 10 170 500℃×1h 440 28 110 600℃×1h 420 30 105

表 2 不同退火温度下CuZn35Mn2SiPb合金的力学性能 Tab. 2 Mechanical properties of CuZn35Mn2SiPb alloy at different annealing temperatures

对CuZn35Mn2SiPb合金,最被关心的是摩擦磨损性能,因此,采用MMW-1型摩擦磨损试验机测试其摩擦系数和磨痕深度.表 3是不同退火温度下CuZn35Mn2SiPb合金的摩擦磨损性能.从表 3中看到,不同的退火温度其摩擦系数相差不大.这主要是因为采用油润滑后,其摩擦系数都远远低于干摩擦条件,摩擦系数的变化不大.但从磨痕深度看,500℃退火后磨痕最浅,300℃退火后磨痕深度最深,这与α相变化的规律一致.这也说明α相比例是影响该合金磨损性能最主要的因素.由于α相塑性好,在摩擦过程中能产生塑性变形,而不是磨损脱落.α相的变形产生的微小凹坑正好能储存微量的润滑油,从而使磨损减小.而β相由于性质较脆,塑性变形性能不佳,在高载荷情况下容易脱落,反而磨损深度较深.

表 3(Table 3)

表 3 不同退火温度下CuZn35Mn2SiPb合金的摩擦磨损性能 Tab. 3 Friction and wear performance of CuZn35Mn2SiPb alloy at different annealing temperatures 退火工艺 摩擦系数 磨痕深度/ μm 300℃×1 h 0.092 2 632 400℃×1 h 0.091 3 605 500℃×1 h 0.091 5 457 600℃×1 h 0.093 4 512

表 3 不同退火温度下CuZn35Mn2SiPb合金的摩擦磨损性能 Tab. 3 Friction and wear performance of CuZn35Mn2SiPb alloy at different annealing temperatures

(1) CuZn35Mn2SiPb合金铸态组织,基体为相互交杂的α+β双相组织,且弥散分布着无规则的Mn₅Si₃和Fe₃Si相,经过挤压后,硅锰铁相和α相发生明显的转动,沿挤压方向分布.

(2) 在退火过程中,随着温度的升高,α相逐渐增多,在500℃时达到最大值.之后,随着温度的升高,从α相中又逐渐分解出β相,α相开始减少.同时在500℃时,合金已经完全再结晶,达到软化状态.

(3) 在油润滑条件下,不同温度退火后,摩擦系数相差不大,但从磨痕深度看,500℃时磨痕最浅,300℃时磨痕最深,这与α相比例变化规律一致.