一种粉末烧结制备Al‑Sn基轴瓦合金的方法与流程

本发明涉及Al-Sn基轴瓦合金的制备方法，特别涉及一种粉末烧结制备Al-Sn基轴瓦合金的方法。

背景技术：

随着高速铁路、轻轨、地铁和船舶等交通装备迅速发展，以及发动机的高压缩比、紧凑设计和减轻重量的趋势，不仅显著扩大了轴瓦合金(如Cu基、Al基等)的应用范围，也对其承载能力和摩擦学性能提出了更高要求。而且，欧盟自2011年7月1日起就禁止轻型车的发动机轴瓦使用铅，这一规定给汽车轴瓦合金和轴瓦涂层带来了广泛的变革。尽管重型发动机还没有类似的法规规定，但这仅仅只是时间的问题。因此，研发新型无铅铝锡基高强度、高性能的轴瓦材料来替代有毒的铜铅轴瓦材料是当前一项刻不容缓的任务。

目前，市场上主流的Al-Sn轴承合金通常使用铸造方法获得，一般具有良好的表面性能。但是通过铸造获得的Al-Sn合金存在两个方面的主要问题：(1)合金的强度(HV30～50)较低，很难满足当前对轴瓦高强度的需求；(2)在铸造过程中容易产生严重的比重偏析等问题。为了克服上述问题，机械合金化获得纳米晶相是一种有效提高材料强度的方法；同时，通过球磨可以获得Sn粒子均匀细小地弥散分布在Al基体上，表现出优异的摩擦学性能。但是，目前市场上使用的轴瓦带材均是通过铸造获得的铝合金板与钢背复合而成的，而国内外关于纳米晶铝锡合金粉末制备成大块合金或者与钢背有效复合制成轴瓦带材的成熟工艺较少，在工业轴瓦领域规模化生产的更是极其少见。

美国US 200300129721A1发明专利公开了一种粉末烧结制备铝基轴瓦带材的方法，该方法首先将铝基合金粉末与两层纯Al箔复合轧制成三明治结构的带材，经过烧结之后，再与低碳钢板复合，经热处理后制成轴瓦带材。但该发明所使用的合金粉末为普通的纯粗晶粉末，而且合金粉末的冶金结合强度较差，并不属于本发明专利所涉及的高性能、高致密纳米晶结构铝锡合金粉末烧结工艺范围。

CN 201110090773.X发明专利公开了一种机械合金化制备双相双尺度结构铝锡基轴承合金的方法，该方法是直接将球磨纳米晶铝锡粉末和相同成分配比的未球磨粗晶铝锡粉末混合，经压制烧结获得双相双尺度结构铝锡基合金，所制备的Al-Sn合金其硬度和摩擦学性能均获得很大提高，但该方法获得铝锡合金致密度在95％左右，其拉伸强度和延展性很差，进一步完成工业化应用的难度较大。

CN 102703769 A发明专利公开了一种纳米复合铝锡硅轴承合金的制造方法，该方法采用机械合金化办法，对预球磨的Si粉和原始Al、Sn粉末混合球磨，压制烧结得到所需合金。但该方法采用直接冷轧+烧结的方法，获得合金的致密度始终在96％左右，拉伸强度并未超过100MPa，后续与钢背复合成轴瓦带材的难度较大。

目前来看，通过粉末与钢背直接复合(粉板复合)获得轴瓦带材的方法主要是应用在Cu基轴瓦中，其工艺简单，合金层显微组织容易调控。但是，对于Al-Sn基轴瓦合金，工业上主要采用铸造的铝锡基铸锭，然后再与钢背复合成轴瓦带材，而如果直接将粉末与钢背轧制、烧结处理，会因为铝的易氧化导致粉末与粉末、粉末与钢背之间的烧结性能差，结合强度不佳，并且存在着机械合金化制备Al-Sn基轴承合金在轴瓦带材的工业应用过程中所产生的四方面技术不足：(1)纳米晶粉末硬度高，流动性差，难以与钢背轧制复合；(2)由于Al粉颗粒易氧化，难以使用热轧方法，同时，冷轧又难以获得与钢背较高的结合强度；(3)Al粉颗粒表面容易吸水，复合轧制过程中产生较多的气泡，严重影响合金层与钢背之间的结合强度等问题；(4)若冷轧制后的Al粉末与钢背在高温下(500℃以上)共同固化烧结，容易在界面形成Al-Fe硬脆相。上述这些问题，一方面表明粉末烧结Al基合金面临诸多挑战，工业上常用的铝合金多为铸造方法制备；另一方面表明采用铝基合金粉末与钢背直接复合成轴瓦带材的难度极大。

技术实现要素：

为了克服现有技术的上述缺点与不足，本发明的目的在于提供一种粉末烧结制备Al-Sn基轴瓦合金的方法，解决了机械合金化在制备Al-Sn基轴承合金在工业应用过程中所产生的难烧结、不致密等关键问题，易实现产业化生产。

本发明的目的通过以下技术方案实现：

一种粉末烧结制备Al-Sn基轴瓦合金的方法，包括以下步骤：

(1)对Si粉进行预处理：将粒度为40～200目、纯度为99.5％的Si粉在氩气保护下采用等离子体放电辅助球磨机进行细化球磨，得到一次脆断颗粒尺寸在300～700nm的Si粉；

(2)将Al粉、Sn粉和经步骤(1)预处理的Si粉混合均匀，然后采用球磨方法获得Al-12wt％Sn-Xwt％Si纳米晶合金粉末；其中1.5≤X≤2.5，Al、Sn和Si的晶粒尺寸均在100nm以下；

(3)将步骤(2)所述的Al-12wt％Sn-Xwt％Si纳米晶合金粉末冷压成Al-Sn-Si合金生坯；

(4)将步骤(3)得到Al-Sn-Si合金生坯，于580-610℃下进行真空烧结1～4小时，得到烧结样品；

(5)将步骤(4)所得的烧结样品进行大塑性变形冷轧，变形量为20-50％；

(6)将步骤(5)冷轧后的样品在400～600℃之间进行再结晶退火，得到最终的双尺度结构的Al-Sn基轴瓦合金。

优选的，步骤(2)所述混合，具体为：

采用普通球磨方法进行混合。

优选的，步骤(3)所述冷压，具体为：

在400～800MPa的压制力下进行冷压。

优选的，步骤(4)所述烧结，具体烧结工艺为：

由室温升温至200～400℃，保温1～3h，随炉冷却至室温后，再次升温至580～610℃，保温1～4h后随炉冷却。

优选的，所述由室温升温至200～400℃，具体为：

以2℃/min的升温速率升温至200～400℃。

优选的，所述升温至580～610℃，具体为：以3℃/min的升温速率升温至580～610℃。

优选的，所述采用等离子体放电辅助球磨机进行细化球磨，具体工艺参数为：

放电电流为1～3A，球磨时间为1.5～8h，磨料比为30：1～50：1。

本发明通过对机械合金化制备的Al-Sn-Si纳米晶合金粉末采用“冷压+烧结”后再进行“冷轧+退火”工艺，有效地解决了机械合金化在制备Al-Sn基轴承合金过程中所产生的致密度低、冶金结合不充分、强度低、塑性差等关键问题。通过对退火温度的改变，可使Al-Sn基合金的硬度可调控在65～90HV左右，拉伸强度在140～250MPa左右，延伸率大于4％。本发明在制备纳米晶Al-Sn-Si合金粉末前，对原始Si粉采用等离子体放电辅助球磨细化，得到一次脆断颗粒尺寸约为500nm的Si粒子，该纳米Si粒子比表面积大、活性高。普通化学法所制备的纳米Si颗粒表面活性很低，吸附了大量的氧等元素，在Al-Sn共晶点(577℃)无法形成共晶液相；而普通球磨(机械合金化)技术所制备的纳米Si颗粒表面无“一次脆断”结构，成无棱角的模糊状，与Al形成的共晶结构强度不够，所制备的Al-Sn合金最高强度不超过160MPa，延伸率不超过4％。本专利技术以体现预处理Si对纳米晶Al-Sn基合金的优势，显著降低Al-Si共晶转变温度(548℃)，所获得的Al-Sn合金强度可大于200MPa，延伸率大于4％。Si元素的引入可以促使烧结过程中形成Al-Si共晶，打破Sn相的网状结构，并且合金中弥散分布的Si粒子可以提高合金的疲劳强度。

与现有技术相比，本发明具有以下优点和有益效果：

(1)本发明采用等离子体放电辅助球磨细化后的纳米Si粒子具有更高的活性，更有利于在Al-Sn基体中弥散分布，在烧结过程中形成更多有效Al-Si共晶，进一步优化合金的组织并提高合金的力学性能和摩擦学性能。这是普通粉末烧结Al-Sn-Si合金根本无法实现的技术瓶颈。

(2)本发明的烧结工艺由传统的一段式改为两段式，即包括低温(200～400℃)退火与高温(580～610℃)烧结。低温退火一方面使合金内部的水气有足够时间排出，避免烧结过程中出现鼓泡。另一方面可在很大程度上消除球磨工艺带来的内应力，避免烧结过程中铝、锡晶须的生长。采用该工艺烧结出的合金样品表面平整，收缩明显，性能稳定，为制备高致密、高性能Al-Sn合金的可靠性打下良好的基础。

(3)本发明的采用一次烧结，烧结温度在600℃左右，可以促进Al-Si共晶液相充分润湿Al相，实现合金的致密化和冶金结合，普通一次600℃真空烧结，获得的Al-Sn合金的拉伸强度大于160MPa，延伸率大于4％；为后续制备高性能Al-Sn合金打下基础。

(4)本发明在大塑性冷轧变形过程中，变形量在20-50％左右，一方面完全实现了合金的致密化，另一方面对600℃烧结后的合金进行大塑性轧制，实现了合金晶粒细化和拉长。特别是晶粒被细化和拉长之后，形成大量的高角晶界，使得合金晶粒处于亚稳定状态，这种状态的合金表现出较高的强度(250MPa)和硬度，表现出较低的延展性；但该工艺对后续制备双尺度结构和调控合金力学性能，提供可能。

(5)本发明经“烧结+大塑性冷轧变形”制备的高致密、亚稳态Al-Sn-Si合金，在退火过程中，Al相晶粒极其容易发生再结晶长大。而且特别是当退火温度大于Al-Si共晶温度之后(例如550℃)，大量的Al-Sn共晶液相促进合金中的Al相周围氧化膜的破坏，使得局部区域的Al相更容易发生粗化现象，最后得到具有超细晶和微米粗晶的双尺度结构的Al-Sn-Si合金。通过控制Al-Si液相的含量，可以间接控制双尺度结构中粗晶的含量，是一种制备双尺度结构Al-Si合金的新方法。

(6)本专利所制备的双尺度结构的Al-Sn-Si合金，即在超细晶Al基体中分布有微米粗晶Al相，实现了合金在力学性能和摩擦学性能方面的可调控性。并且采用在合金中直接原位生成的方式，相比较于普遍使用的粗晶和纳米晶粉末混合烧结方式，该方式制备的双尺度中的超细晶和微米粗晶界面更加紧密，无杂质和缺陷存在，更能实现合金的致密化和高性能。该方法也为制备新型双尺度结构Al基合金提供了新的思路和方法。

(7)在再结晶退火过程中Al晶粒的长大，一方面由于大塑性冷轧导致Al晶粒拉长和细化带来的亚稳态结构，另一方面是由于Al-Si共晶液相对Al相表明氧化层的破坏，打破了对Al相长大的阻碍。因此，当合金烧结温度大于548℃时，合金中再结晶长大的Al相数量显著增加，促使铝合金的硬度和强度显著下降，而延展性显著增加。

附图说明

图1为实施例1中原始Si粉经等离子放电辅助球磨细化后的SEM图。

图2为实施例1中步骤(4)的烧结曲线图。

图3为实施例1中高能球磨40h后Al-Sn-Si合金粉末的DSC曲线。

图4为是实施例1到实施例6制备的Al-Sn基轴瓦合金的拉伸曲线：(a)实施例1；(b)实施例2(40％冷轧后)；(c)实施例3(400℃退火后)；(d)实施例4(500℃退火后)；(e)实施例5(550℃退火后)；(f)实施例6(600℃退火后)。

图5(a)～(f)分别为实施例1到实施例6制备的高致密、高性能Al-Sn基轴瓦合金SEM图(亮色的为Sn相)：图5(a)实施例1(一次烧结后)；图5(b)实施例2(40％冷轧后)；图5(c)实施例3(400℃退火后)；图5(d)实施例4(500℃退火后)；图5(e)实施例5(550℃退火后)；图5(f)实施例6(600℃退火后)；

图6(a)～(f)分别为实施例1到实施例6制备的高致密、高性能Al-Sn基轴瓦合金拉伸断口形貌图：图6(a)实施例1(一次烧结后)；图6(b)实施例2(40％冷轧后)；图6(c)实施例3(400℃退火后)；图6(d)实施例4(500℃退火后)；图6(e)实施例5(550℃退火后)；图6(f)实施例6(600℃退火后)。

图7是实施例1、实施例2、实施例10、实施例11和实施例12制备的高致密、高性能Al-Sn基轴瓦合金拉伸强度和平均硬度与轧制变形量的关系曲线。

具体实施方式

下面结合实施例，对本发明作进一步地详细说明，但本发明的实施方式不限于此。

实施例1

(1)将粒度为40～200目、纯度为99.5％的硅粉在氩气保护下采用等离子体放电辅助球磨机进行细化，放电电流为1.5A，球磨时间为4h，磨料比为50：1；得到的Si粉的表面形貌如图1所示。

(2)将粒度为200目、纯度为99.5％的铝粉、锡粉和步骤(1)处理后的Si粉按Al-12％Sn-2.5％Si质量百分数均匀混合，在氩气保护下采用QM-2SP行星式球磨机进行球磨，球磨转速为350rpm/min，球磨时间为40h，球料比为15:1，得到纳米晶Al-12％Sn-2.5％Si合金粉末；

(3)称取4g步骤(1)所得的纳米晶Al-Sn合金粉末装入直径为24mm的模具中，采用万能液压材料试验机在600MPa左右的压制力下预压成生坯；

(4)将步骤(3)所得的生坯放在真空炉内，抽真空到0.02Pa，随后通入氩气，以2℃/min升温至300℃下保温1小时，冷却到室温再缓慢3℃/min加热到600℃并保温1小时，随炉冷却，得到样品1；烧结曲线见图2。

在上述600℃的烧结过程中，一次烧结致密度大于96.5％，这主要归因于合金中Al-Si共晶液相的作用机制，如图3所示，合金在548℃作用形成大量的共晶液相，有效破产Al表面的氧化膜，促进合金的冶金结合。合金的硬度为75HV，拉伸强度为167MPa，延伸率为4.1％，拉伸曲线如图4中(a)所示,表面形貌如图5(a)所示,断口形貌图如图6(a)所示。

本实施例制备的Al-Sn基轴瓦合金的性能表征结果见表1。

实施例2

(1)将粒度为40～200目、纯度为99.5％的硅粉在氩气保护下采用等离子体放电辅助球磨机进行细化，放电电流为1.5A，球磨时间为4h，磨料比为50：1；得到的Si粉的表面形貌如图1所示。

(2)将粒度为200目、纯度为99.5％的铝粉、锡粉和步骤(1)处理后的Si粉按Al-12％Sn-2.5％Si质量百分数均匀混合，在氩气保护下采用QM-2SP行星式球磨机进行球磨，球磨转速为350rpm/min，球磨时间为40h，球料比为15:1，得到纳米晶Al-12％Sn-2.5％Si合金粉末；

(3)称取4g步骤一所得的纳米晶Al-Sn合金粉末装入直径为24mm的模具中，采用万能液压材料试验机在600MPa左右的压制力下预压成生坯；

(4)将步骤(3)所得的生坯放在真空炉内，抽真空到0.02Pa，随后通入氩气，以2℃/min升温至300℃下保温1小时，冷却到室温再缓慢3℃/min加热到600℃并保温1小时，随炉冷却；

(5)将步骤(4)所得的合金块体放入孔径为24mm的纯铝板孔中，在室温下通过二辊轧机进行冷轧变形，轧制变形量为40％，轧制线速度为3.0m/min。

经过轧制之后，合金的致密度为99.5％，硬度为87HV，拉伸强度为247MPa，延伸率为3.2％，拉伸曲线如图4中(b)所示，表面形貌如图5(b)所示,断口形貌如图6(b)示。

本实施例制备的Al-Sn基轴瓦合金的性能表征结果见表1。

实施例3

本实施例步骤与实施例2基本相同，所不同的是对冷轧后的合金块体进行400℃的再结晶退火，升温速率为3℃/min，保温时间1h，随炉冷却，得到样品3，表面形貌如图5(c)所示，断口形貌如图6(c)所示。

测试其力学性能：合金的致密度为99.3％，硬度为80HV，拉伸强度为233MPa，延伸率为3.5％。

本实施例制备的Al-Sn基轴瓦合金的性能表征结果见表1。

实施例4

本实施例步骤与实施例3基本相同，所不同的是对冷轧后的合金块体进行500℃的再结晶退火，升温速率为3℃/min，保温时间1h，随炉冷却，得到样品4。表面形貌如图5(d)所示，断口形貌如图6(d)所示

测试其力学性能：合金的致密度为99.5％，硬度为76HV，拉伸强度为205MPa，延伸率为4.9％。

本实施例制备的Al-Sn基轴瓦合金的性能表征结果见表1。

实施例5

本实施例步骤与实施例3基本相同，所不同的是对冷轧后的合金块体进行550℃的再结晶退火，升温速率为3℃/min，保温时间1h，随炉冷却，得到样品5。表面形貌如图5(e)所示，断口形貌如图6(e)所示

测试其力学性能：合金的致密度为99.4％，硬度为71HV，拉伸强度为194MPa，延伸率为6.7％。

本实施例制备的Al-Sn基轴瓦合金的性能表征结果见表1。

实施例6

本实施例步骤与实施例3基本相同，所不同的是对冷轧后的合金块体进行600℃的再结晶退火，升温速率为3℃/min，保温时间1h，随炉冷却，得到样品6。表面形貌如图5(f)所示，断口形貌如图6(f)所示。

测试其力学性能：合金的致密度为99.6％，硬度为61HV，拉伸强度为159MPa，延伸率为7.0％。

本实施例制备的Al-Sn基轴瓦合金的性能表征结果见表1。

实施例7

本实施例步骤与实施例1基本相同，所不同的是步骤(1)中Si的质量分数为1.5％；得到样品7。

测试其力学性能：合金的致密度为96.2％，硬度为68HV，拉伸强度为140MPa，延伸率为3.8％。

实施例8

本实施例步骤与实施例1基本相同，所不同的是步骤(4)中的烧结温度为580℃，升温速率为3℃/min，保温时间1h，随炉冷却。

测试其力学性能：合金的致密度为95.7％，硬度为80HV，拉伸强度为132MPa，延伸率为3.4％。

实施例9

本实施例步骤与实施例1基本相同，所不同的是步骤(4)中的烧结温度为610℃，升温速率为3℃/min，保温时间1h，随炉冷却；得到。

测试其力学性能：合金的致密度为96.8％，硬度为70HV，拉伸强度为154MPa，延伸率为4.5％。

实施例10

本实施例步骤与实施例2基本相同，所不同的是轧制变形量为20％，轧制线速度为3.0m/min。

本实施得到的Al-Sn基轴瓦合金的力学性能如下：合金的致密度为98.5％，硬度为80HV，拉伸强度为230MPa，延伸率为3.8％。

实施例11

本实施例步骤与实施例2基本相同，所不同的是轧制变形量为30％，轧制线速度为3.0m/min。

本实施得到的Al-Sn基轴瓦合金的力学性能如下：：合金的致密度为99.1％，硬度为83HV，拉伸强度为238MPa，延伸率为3.4％。

实施例12

本实施例步骤与实施例2基本相同，所不同的是轧制变形量为50％，轧制线速度为3.0m/min。

本实施得到的Al-Sn基轴瓦合金冷轧之后宏观表面出现明显开裂，表明样品的塑性不足以承受如此大的变形量。测试其力学性能：合金的致密度为99.3％，硬度为92HV，拉伸强度为222MPa，延伸率为2.7％。

表1

表2

实施例1到实施例6所制备的高致密、高性能Al-Sn基轴瓦合金的力学性能分析结果如表1所示。维氏硬度测试条件：载荷4.9N，保压时间10s。实施例1到实施例6所制备的高致密、高性能Al-Sn基轴瓦合金的摩擦学性能分析结果如表2所示。干滑动磨损条件：载荷2N，磨损半径为5mm，转速500rpm/min，磨损时间0.5h。

实施例1到实施例6所制备的高致密、高性能Al-Sn基轴瓦合金，其硬度和拉伸强度随着退火温度的升高而降低，但其延伸率却随着退火温度的升高而增加，同时，力学性能突变的关键点在退火温度为550℃时，此处为Al-Si共晶液相转变点，对合金中Al相的再结晶长大有显著影响，见表1所示。这使得所获得的Al-Sn-Si合金为双尺度结构，如图5(c、d、e)所示，其最优力学性能(强度和塑性最佳配比)在退火温度为400-550℃左右。

实施例1(冷轧变形量0％)、实施例2(冷轧变形量40％)、实施例10(冷轧变形量20％)、实施例11(冷轧变形量30％)、实施例12(冷轧变形量50％)制备的高致密、高性能Al-Sn基轴瓦合金的拉伸强度和平均硬度与冷轧变形量的关系曲线如图7所示。由图可知，当轧制变形量小于40％时，随着变形量的增加，合金的强度逐渐增大。当变形量为50％时，合金的强度明显下降，这与合金在冷轧过程中产生的裂纹有关。因为一次烧结后合金的塑性变形能力有限，不足以承受50％的变形量，因此在轧制过程中出现开裂。拉伸实验过程中，在拉应力的作用下，裂纹处首先形成应力集中，使得样品过早地断裂。因此，若想获得高致密、高性能Al-Sn基轴瓦合金，冷轧变形量不宜大于40％，而合金的平均硬度随冷轧变形量的增加而逐渐增大。

上述实施例为本发明较佳的实施方式，但本发明的实施方式并不受所述实施例的限制，其他的任何未背离本发明的精神实质与原理下所作的改变、修饰、替代、组合、简化，均应为等效的置换方式，都包含在本发明的保护范围之内。