RU2552208C2 - Method for obtaining wear-resistant antifriction alloy - Google Patents
Method for obtaining wear-resistant antifriction alloy Download PDFInfo
- Publication number
- RU2552208C2 RU2552208C2 RU2013122664/02A RU2013122664A RU2552208C2 RU 2552208 C2 RU2552208 C2 RU 2552208C2 RU 2013122664/02 A RU2013122664/02 A RU 2013122664/02A RU 2013122664 A RU2013122664 A RU 2013122664A RU 2552208 C2 RU2552208 C2 RU 2552208C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- tin
- aluminum
- alloy
- alloys
- friction
- Prior art date
Links
Images
Landscapes
- Sliding-Contact Bearings (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
Description
Заявляемое изобретение относится к области порошковой металлургии сплавов на основе алюминия, используемых в подшипниках скольжения, а более конкретно - к способам повышения износостойкости подшипников скольжения.The claimed invention relates to the field of powder metallurgy of aluminum-based alloys used in plain bearings, and more particularly to methods for increasing the wear resistance of plain bearings.
Как известно, срок службы подшипника скольжения определяется скоростью изменения его геометрических размеров вследствие процессов изнашивания поверхностных слоев поверхности трения. Для предотвращения износа между стенками подшипника и валом помещают тонкий, легко заменяемый моно- или биметаллический вкладыш из износостойкого материала, например сплава на основе алюминия.As is known, the service life of a sliding bearing is determined by the rate of change of its geometric dimensions due to the wear processes of the surface layers of the friction surface. To prevent wear between the walls of the bearing and the shaft, a thin, easily replaceable mono- or bimetallic liner of wear-resistant material, for example, an aluminum-based alloy, is placed.
Такому широко применяемому подходу присущи серьезные недостатки. В частности, было выявлено, что алюминий склонен к схватыванию с контртелом при разрушении покрывающей его хрупкой оксидной пленки. Для предотвращения схватывания в алюминиевые сплавы вводят олово, которое при деформации поверхностного слоя вкладыша выдавливается и размазывается по поверхности трения тонкой пленкой, выполняющей функцию твердой смазки при сухом и граничном трении. Чем больше объемное содержание и равномернее распределение сообщающихся с поверхностью трения включений олова, тем качественнее образуемая им защитная пленка.This widely used approach has serious flaws. In particular, it was found that aluminum is prone to grasping with the counterbody when the brittle oxide film covering it is destroyed. To prevent setting, tin is introduced into aluminum alloys, which, when the surface layer of the liner is deformed, is squeezed out and smeared along the friction surface with a thin film that acts as a solid lubricant for dry and boundary friction. The larger the volume content and the more even the distribution of the tin inclusions in contact with the friction surface, the better the protective film formed by it.
Здесь, однако, начинает действовать другой неблагоприятный фактор, а именно с увеличением объемной доли мягких включений олова снижается твердость и прочность алюминия. Кроме того, сложно управлять структурой кристаллизующихся сплавов, плотность и температура плавления составляющих фаз в которых сильно отличаются. Растворимость олова в твердом алюминии очень мала, поэтому во время роста зародышей тугоплавкой фазы жидкая оловянная фаза оттесняется на их периферию, где затем кристаллизуется в виде междендритных прослоек. При объемной концентрации олова выше 10% прослойки сливаются в непрерывную сетку, разбивая тем самым алюминиевую матрицу на отдельные зерна и их агрегаты. При нагружении сплава с такой структурой его пластическое течение начинается при низком напряжении и локализуется в мягких оловянных прослойках. Пластичность и обрабатываемость сплава резко снижаются. Поэтому при разработке новых износостойких алюминиевых сплавов с оловом, выступающим в качестве твердой смазки, первоочередной задачей является предотвращение дезинтеграции алюминиевой матрицы на изолированные фрагменты [1], что способствует сохранению высокой пластичности и несущей способности сплавов.Here, however, another unfavorable factor begins to act, namely, with an increase in the volume fraction of soft tin inclusions, the hardness and strength of aluminum decreases. In addition, it is difficult to control the structure of crystallizing alloys, the density and melting temperature of the constituent phases in which are very different. The solubility of tin in solid aluminum is very small, therefore, during the growth of embryos of the refractory phase, the liquid tin phase is pushed to their periphery, where it then crystallizes in the form of interdendrite layers. At a volume concentration of tin above 10%, the interlayers merge into a continuous grid, thereby breaking the aluminum matrix into individual grains and their aggregates. When loading an alloy with such a structure, its plastic flow begins at low stress and is localized in soft tin layers. The ductility and machinability of the alloy are sharply reduced. Therefore, when developing new wear-resistant aluminum alloys with tin acting as a solid lubricant, the primary task is to prevent the disintegration of the aluminum matrix into isolated fragments [1], which helps to maintain high ductility and bearing capacity of the alloys.
Известны разнообразные способы достижения указанных целей. Например, из работ [2-4] известны сплавы, содержащие до 30-40% олова. Сохранение несущей способности алюминиевой матрицы при этом обеспечивалось введением в сплав Cr, Mn, Si, Cu, Mg, Zn и др. Располагаясь на границах алюминиевых зерен, частицы твердых фаз скрепляют алюминиевые зерна и препятствуют локализации деформации в межзеренных оловянных прослойках. К сожалению, они при этом закупоривают каналы подачи олова на поверхность. Точно так же растворяющиеся в алюминии элементы повышают напряжение пластического течения матрицы и тем самым уменьшают глубину деформации поверхностного слоя, но при этом объем выдавливаемого олова также снижается. То есть, снижение объема выдавливаемой твердой смазки вследствие упрочнения сплава частично компенсируется снижением интенсивности деформации поверхностных слоев. Поскольку основной причиной схватывания является пластическая деформация алюминия, то задиростойкость сильно легированных сплавов с высоким пределом текучести повышается автоматически, даже при ухудшении их самосмазывания.A variety of ways to achieve these goals are known. For example, alloys containing up to 30–40% tin are known from [2–4]. In this case, the load-bearing capacity of the aluminum matrix was ensured by introducing Cr, Mn, Si, Cu, Mg, Zn, etc. into the alloy. Being located at the boundaries of aluminum grains, solid phase particles fasten aluminum grains and prevent localization of deformation in intergranular tin layers. Unfortunately, they clog the tin supply channels to the surface. Similarly, elements dissolving in aluminum increase the stress of the plastic flow of the matrix and thereby reduce the deformation depth of the surface layer, but the volume of extruded tin also decreases. That is, a decrease in the volume of extruded solid lubricant due to hardening of the alloy is partially compensated by a decrease in the intensity of deformation of the surface layers. Since the main reason for setting is the plastic deformation of aluminum, the scoring resistance of heavily alloyed alloys with a high yield strength increases automatically, even if their self-lubrication deteriorates.
Видимо, поэтому авторы [4] полагают, что увеличение концентрации олова выше 30% не приводит к снижению задиростойкости и интенсивности изнашивания легированных алюминиевых сплавов. Однако так считают не все авторы, и чтобы активировать процесс самосмазывания сильно легированных сплавов, в них дополнительно вводят мягкие металлы типа Cd, In, Pb. В любом случае, цена таких многокомпонентных сплавов Al-Sn сильно возрастает, при этом их обрабатываемость, пластичность и циклическая усталость снижаются, что может отрицательно сказаться на такой важной трибологической характеристике материала, как износостойкость. К сожалению, авторы цитируемых работ основное внимание направили на повышение предельного уровня давления схватывания и не приводят данных по износостойкости сплавов, а также о повреждаемости поверхности контртела твердыми добавками.Apparently, therefore, the authors of [4] believe that an increase in the concentration of tin above 30% does not lead to a decrease in the tear resistance and wear rate of alloyed aluminum alloys. However, not all authors think so, and in order to activate the self-lubrication of heavily alloyed alloys, soft metals such as Cd, In, Pb are additionally introduced into them. In any case, the price of such multicomponent Al-Sn alloys increases significantly, while their machinability, ductility and cyclic fatigue decrease, which can adversely affect such an important tribological characteristic of the material as wear resistance. Unfortunately, the authors of the cited works focused on increasing the limiting level of setting pressure and do not provide data on the wear resistance of alloys, as well as damage to the surface of the counterbody with solid additives.
Для доставки максимального количества твердой смазки на поверхность трения необходимо не только увеличивать ее объемную долю в сплаве, но сформировать такую структуру, чтобы сообщающиеся с поверхностью трения включения олова простирались на глубину не меньше толщины деформируемого при трении слоя. Это обеспечивается, например, когда оловянная фаза образует в теле алюминиевой матрицы разветвленную сеть сообщающихся между собой каналов [5]. В этом случае большая часть совместной поверхности алюминиевых зерен будет свободна от оловянных прослоек, что обеспечит их надежную связь друг с другом и сохранит несущую способность матрицы. Однако с помощью механической обработки литых сплавов трансформировать содержащуюся в них сеть плоских дендритов в разветвленную сеть заполненных оловом каналов не представляется возможным.To deliver the maximum amount of solid lubricant to the friction surface, it is necessary not only to increase its volume fraction in the alloy, but to form such a structure that the tin inclusions communicating with the friction surface extend to a depth not less than the thickness of the layer deformable during friction. This is ensured, for example, when the tin phase forms a branched network of interconnected channels in the body of the aluminum matrix [5]. In this case, most of the joint surface of aluminum grains will be free from tin layers, which will ensure their reliable connection with each other and preserve the bearing capacity of the matrix. However, using machining of cast alloys, it is not possible to transform the network of flat dendrites contained in them into a branched network of tin-filled channels.
Теоретически, более перспективным подходом является разработка способов получения сплавов не с разветвленной сетью заполненных оловом каналов, а со слоистой структурой, состоящей из чередующихся тонких алюминиевых и оловянных слоев (см. Фиг.1). При деформации тонких алюминиевых слоев олово легко выдавливается на поверхность трения, а дистанция его размазывания будет определяться толщиной алюминиевых прослоек. Слоистое строение поверхности трения полезно и при наличии жидкой смазки, поскольку в этом случае удовлетворяется принцип Шарпи для износостойких антифрикционных материалов.Theoretically, a more promising approach is to develop methods for producing alloys not with an extensive network of tin-filled channels, but with a layered structure consisting of alternating thin aluminum and tin layers (see Figure 1). During the deformation of thin aluminum layers, tin is easily squeezed onto the friction surface, and the distance of its smearing will be determined by the thickness of the aluminum layers. The layered structure of the friction surface is also useful in the presence of liquid lubricant, since in this case the Charpy principle for wear-resistant antifriction materials is satisfied.
Вышеуказанная слоистая структура формируется, например, в поперечном сечении прокатываемых образцов, содержащих пластичные включения второй фазы [6]. Однако при прокатке именно это сечение образцов со слоистой структурой сильно утоняется, так что использовать торцевую или боковую грани прокатанного образца в качестве поверхности трения затруднительно. В плоскости же прокатки структура отличается большим расстоянием между включениями олова, и если данную плоскость использовать в качестве поверхности трения, то выдавленного олова недостаточно, чтобы покрыть ее всю. Как следствие, коэффициент сухого трения по данной поверхности очень высок (>0.8).The above layered structure is formed, for example, in the cross section of rolled samples containing plastic inclusions of the second phase [6]. However, during rolling, it is precisely this section of samples with a layered structure that is greatly thinned, so it is difficult to use the end or side faces of the rolled sample as a friction surface. In the rolling plane, however, the structure is distinguished by a large distance between the tin inclusions, and if this plane is used as a friction surface, then the extruded tin is not enough to cover it all. As a result, the coefficient of dry friction on this surface is very high (> 0.8).
Необходимо также отметить, что для получения образцов со слоистой структурой требуется применение особых методов их обработки, которые позволяли бы сохранять их поперечные размеры. Одним из таких методов обработки металлов давлением является угловое прессование, при реализации которого используется обычное прессовое оборудование и простой инструмент. Угловое прессование, схема реализации которого приведена на Фиг.2, сообщает прессуемому материалу плоское деформированное состояние. Поэтому все изменения формы составляющих материал структурных элементов (зерна, мягкие включения) при его реализации осуществляются только в плоскости течения материала (плоскость Фиг.2). Причем изменение формы структурных элементов оказывается точно таким, как если бы образец испытал простой сдвиг в продольном направлении с интенсивностью γ, определяемой величиной угла пересечения каналов (φ):γ=2ctg(φ/2), что эквивалентно деформации материала одноосным растяжением на величину ε=γ/√3. В случае перпендикулярных каналов (φ=90°), γ=2, а ε=1.155.It should also be noted that in order to obtain samples with a layered structure, special processing methods are required that would allow them to maintain their transverse dimensions. One of such methods of metal forming is angular pressing, the implementation of which uses conventional pressing equipment and a simple tool. Corner pressing, the implementation diagram of which is shown in FIG. 2, gives the material being pressed a flat deformed state. Therefore, all changes in the shape of the structural elements constituting the material (grains, soft inclusions) during its implementation are carried out only in the plane of the material flow (plane of FIG. 2). Moreover, the change in the shape of the structural elements turns out to be exactly the same as if the sample experienced a simple shear in the longitudinal direction with an intensity γ determined by the value of the angle of intersection of the channels (φ): γ = 2ctg (φ / 2), which is equivalent to uniaxial tensile deformation of the material by ε = γ / √3. In the case of perpendicular channels (φ = 90 °), γ = 2, and ε = 1.155.
Такое интенсивное пластическое течение алюминиевой матрицы сопровождается ее сильным деформационным упрочнением. Достигаемый при этом уровень прочности деформированной алюминиевой матрицы может быть достаточно высоким, не требующим дополнительных мер по его повышению путем введения легирующих элементов. В свою очередь, отсутствие легирующих элементов в прочной алюминиевой матрице способствует сохранению ее высокой пластичности и усталостной стойкости. Как результат, материал в процессе трения может выдержать многократные передеформации без разрушения, что способствует повышению его стойкости при усталостном износе.Such an intense plastic flow of an aluminum matrix is accompanied by its strong strain hardening. The achieved level of strength of the deformed aluminum matrix can be quite high, not requiring additional measures to increase it by introducing alloying elements. In turn, the absence of alloying elements in a strong aluminum matrix helps to maintain its high ductility and fatigue resistance. As a result, the material in the process of friction can withstand repeated over-deformation without destruction, which helps to increase its resistance to fatigue wear.
Положительное влияние углового прессования на прочность сплавов системы Al-Sn было подтверждено в работе [7], где отливки подвергались интенсивной пластической деформации посредством 5-кратного равноканального углового прессования (РКУП). Однако вместо маршрута прессования, необходимого для образования слоистой структуры, авторы работы использовали маршрут, в результате которого включения олова и зерна алюминиевой матрицы измельчались до наноразмеров. По результатам испытаний на трение авторы пришли к заключению, что такая обработка фактически не привела к улучшению трибологических свойств сплава Al-30Sn, несмотря на значительное повышение его механической прочности. С другой стороны, такие результаты позволяют сделать вывод, что для обеспечения самосмазываемости поверхности трения «смазкоемкость» сообщающихся с ней оловянных включений должна быть как можно больше. Тогда как в сплаве, рассмотренном в цитируемой работе, наноскопические включения олова были малы и изолированы алюминиевой матрицей от поверхности трения. Поэтому при деформации поверхностного слоя силами трения они не выдавливались и не участвовали в образовании защитной поверхностной пленки. Как следствие, перевод сплава из исходного крупнозернистого в наноструктурное состояние не привел к значительному повышению его износостойкости.The positive effect of angular pressing on the strength of Al-Sn system alloys was confirmed in [7], where the castings were subjected to intense plastic deformation by means of 5-fold equal-channel angular pressing (ECAP). However, instead of the pressing route necessary for the formation of a layered structure, the authors used a route that resulted in the inclusion of tin and grains of aluminum matrix crushed to nanoscale. Based on the results of friction tests, the authors concluded that such processing did not actually lead to an improvement in the tribological properties of the Al-30Sn alloy, despite a significant increase in its mechanical strength. On the other hand, such results allow us to conclude that to ensure self-lubrication of the friction surface, the “lubricity” of the tin inclusions in contact with it should be as large as possible. Whereas in the alloy considered in the cited paper, nanoscopic tin inclusions were small and isolated by an aluminum matrix from the friction surface. Therefore, during deformation of the surface layer by friction, they were not squeezed out and did not participate in the formation of a protective surface film. As a result, the transfer of the alloy from the initial coarse-grained to the nanostructured state did not lead to a significant increase in its wear resistance.
Наиболее близким по составу, методу испытания и достигаемому результату следует считать материал, представленный в работе [8], где исследовались антифрикционные сплавы Al-(20-40)Sn-1Cu при сухом трении по схеме «палец-диск». Сплавы были получены путем быстрого охлаждения отливок в металлических пресс-формах, что способствовало формированию в них мелкозернистой структуры. Минимальная интенсивность изнашивания полученных сплавов при минимальном давлении составила около 0,03 мкм/м. К сожалению, величина давлений, при которых были проведены цитируемые испытания (0,06-0,3 МПа), относительно малы. Это обусловлено низким пределом текучести отлитых сплавов, из-за чего испытываемые на трение образцы начинают течь и менять свою форму при нагрузках даже менее 1 МПа.The closest in composition, test method and achieved result should be considered the material presented in [8], where antifriction Al- (20-40) Sn-1Cu alloys were studied under dry friction according to the “finger-disk” scheme. Alloys were obtained by rapid cooling of castings in metal molds, which contributed to the formation of a fine-grained structure in them. The minimum wear rate of the obtained alloys at a minimum pressure was about 0.03 μm / m. Unfortunately, the pressures at which the cited tests were carried out (0.06-0.3 MPa) are relatively small. This is due to the low yield strength of cast alloys, due to which the friction tested specimens begin to flow and change their shape under loads even less than 1 MPa.
Задача, на решение которой направлено заявляемое изобретение, состоит в разработке способа получения и установлении оптимального количества олова в самосмазывающемся Al-Sn сплаве, в совокупности обеспечивающих его максимальную износостойкость при сухом трении.The problem to which the invention is directed, is to develop a method for producing and establishing the optimal amount of tin in a self-lubricating Al-Sn alloy, which together provide its maximum wear resistance during dry friction.
Означенный технический результат достигается за счет применения усовершенствованного способа получения антифрикционного износостойкого сплава на основе алюминия, содержащего 35-45% вес. олова, при этом основное отличие заявляемого изобретения от известных решений заключается в том, что из смеси порошков чистых алюминия и олова, при содержании последнего 35-45% вес., формируют брикеты с пористостью 12-18%, которые затем спекают в безокислительной атмосфере при температуре 585-615°С в течение 45-60 минут с последующим угловым прессованием спеченного сплава с сохранением ориентации плоскости течения материала во время пластической обработки при интенсивности деформации не менее 100%.A significant technical result is achieved through the use of an improved method for producing anti-friction wear-resistant alloy based on aluminum, containing 35-45% weight. tin, the main difference between the claimed invention and the known solutions is that from a mixture of powders of pure aluminum and tin, with a content of the latter of 35-45% by weight, briquettes with porosity of 12-18% are formed, which are then sintered in an oxidizing atmosphere at at a temperature of 585-615 ° C for 45-60 minutes, followed by angular pressing of the sintered alloy while maintaining the orientation of the material flow plane during plastic processing at a strain rate of at least 100%.
По сравнению с прототипом предел текучести предлагаемых нами спеченных сплавов с таким же содержанием олова был увеличен вдвое, причем без применения легирующих элементов, а только за счет их интенсивной пластической проработки методом углового прессования. Это позволило сохранить пластичность матрицы и одновременно повысить диапазон допустимых нагрузок на испытываемые материалы почти на порядок. Хорошо известно, что интенсивность изнашивания алюминиевых сплавов при сухом трении растет примерно пропорционально увеличению давления. Поэтому можно смело предположить, что в случае испытаний сплавов, взятых за прототип, в исследованном нами интервале давлений (1-5 МПа) они показали бы гораздо худшую износостойкость.Compared to the prototype, the yield strength of the sintered alloys we offer with the same tin content was doubled, without the use of alloying elements, but only due to their intensive plastic study by the method of angular pressing. This allowed us to preserve the ductility of the matrix and at the same time increase the range of permissible loads on the tested materials by almost an order of magnitude. It is well known that the wear rate of aluminum alloys during dry friction increases approximately in proportion to the increase in pressure. Therefore, we can safely assume that in the case of testing alloys taken as a prototype, in the pressure range studied by us (1-5 MPa), they would have shown much worse wear resistance.
Далее сущность заявляемого изобретения поясняется с привлечением графических материалов.Further, the essence of the claimed invention is illustrated with the use of graphic materials.
На Фиг.1 представлена модель оптимальной структуры сплава Al-Sn, наилучшим образом способствующая реализации принципа самосмазывания.Figure 1 presents a model of the optimal structure of the Al-Sn alloy, which best contributes to the implementation of the principle of self-lubrication.
На Фиг.2 изображена схема изменения формы и размеров исходного структурного элемента (квадрата) в плоскости течения материала после однократного (2.1) и многократного (2.2) углового прессования.Figure 2 shows a diagram of changes in the shape and size of the original structural element (square) in the plane of the flow of material after a single (2.1) and multiple (2.2) angular pressing.
На Фиг.3 показана структура спеченного сплава Al-40Sn (3.1) и структура после его двукратного углового прессования в плоскости течения (3.2) и в плоскости поперечного сечения (3.3) образца.Figure 3 shows the structure of the sintered Al-40Sn alloy (3.1) and the structure after its double angular pressing in the flow plane (3.2) and in the plane of the cross section (3.3) of the sample.
На Фиг.4 представлен график зависимости прочности сплава Al-40Sn при сжатии от числа угловых прессований.Figure 4 presents a graph of the dependence of the strength of the Al-40Sn alloy in compression on the number of angular pressing.
В эксперименте по практической реализации заявляемого изобретения порошки алюминия и олова, взятого в количестве 35-45% вес., смешивали до однородного состояния и затем формовали в брикеты с пористостью 15±3%. Брикеты подвергали спеканию в безокислительной атмосфере при температуре 600±15°С в течение 45-60 минут.In an experiment on the practical implementation of the claimed invention, powders of aluminum and tin, taken in an amount of 35-45% by weight, were mixed until smooth and then molded into briquettes with a porosity of 15 ± 3%. The briquettes were sintered in an oxidizing atmosphere at a temperature of 600 ± 15 ° C for 45-60 minutes.
При спекании более пористых брикетов наблюдалась значительная их усадка и большое отклонение от исходных размеров. В более плотных прессовках образуется много закрытых пор с захваченными атмосферными газами. Сжатый в порах газ препятствует усадке образцов при спекании. В результате спеченные брикеты содержат много крупных остаточных пор, значительно снижающих прочность и пластичность материала, тогда как остаточная пористость спеченных брикетов с оптимальной исходной пористостью не превышала 2%. Поры были мелкими и равномерно распределенными по объему образца.When sintering more porous briquettes, their significant shrinkage and a large deviation from the initial sizes were observed. In denser compacts, many closed pores are formed with trapped atmospheric gases. The gas compressed in the pores prevents the shrinkage of the samples during sintering. As a result, sintered briquettes contain many large residual pores, significantly reducing the strength and ductility of the material, while the residual porosity of sintered briquettes with an optimal initial porosity did not exceed 2%. The pores were small and evenly distributed throughout the sample.
При температуре спекания <585°С брикеты оставались пористыми и слабыми из-за низкой диффузионной активности атомов алюминия на контактах частиц твердой фазы и малой величины стягивающих капиллярных сил по причине плохого смачивания алюминиевых порошков жидким оловом при низких температурах. При температуре спекания >615°С алюминий активно растворяется в жидком олове, увеличивая объем жидкой фазы. Ее становится слишком много, каркас из алюминиевых частиц ослабляется, и спекаемые брикеты теряют форму под действием силы тяжести. Оптимальным следует считать спекание при температуре 600±15°С в течение 45-60 минут.At sintering temperatures <585 ° C, the briquettes remained porous and weak due to the low diffusion activity of aluminum atoms at the contacts of the particles of the solid phase and the small magnitude of the tightening capillary forces due to poor wetting of aluminum powders with liquid tin at low temperatures. At a sintering temperature> 615 ° C, aluminum actively dissolves in liquid tin, increasing the volume of the liquid phase. It becomes too much, the frame of aluminum particles is weakened, and the sintered briquettes lose their shape under the influence of gravity. Sintering at a temperature of 600 ± 15 ° C for 45-60 minutes should be considered optimal.
Увеличение времени спекания более одного часа приводит к длительному действию механизма перекристаллизации атомов твердой фазы через жидкую. В результате мелкие частицы алюминия растворяются и осаждаются на более крупных частицах, увеличивая их размеры. Удельная площадь поверхности алюминиевой фазы в результате огрубления структуры сплава снижается, прослойки олова начинают разделять алюминиевую матрицу на изолированные зерна и их агломераты, каркас из малого числа крупных алюминиевых частиц ослабевает, и спекаемые брикеты теряют исходную форму. При дальнейшей обработке давлением спеченных брикетов с такой структурой наблюдается их растрескивание из-за локализации деформации в толстых прослойках олова. При длительности спекания менее 45 минут шейки между алюминиевыми частицами оказываются недостаточно развитыми, чтобы обеспечить высокую жесткость алюминиевого каркаса, необходимую для предотвращения растрескивания материала и локализации деформации в межчастичных прослойках при его интенсивной пластической обработке.An increase in sintering time of more than one hour leads to a prolonged action of the mechanism of recrystallization of atoms of the solid phase through the liquid. As a result, small aluminum particles dissolve and precipitate on larger particles, increasing their size. The specific surface area of the aluminum phase as a result of coarsening of the alloy structure decreases, tin layers begin to separate the aluminum matrix into isolated grains and their agglomerates, the frame of a small number of large aluminum particles weakens, and the sintered briquettes lose their original shape. Upon further pressure treatment of sintered briquettes with such a structure, their cracking is observed due to the localization of deformation in thick layers of tin. With a sintering duration of less than 45 minutes, the necks between the aluminum particles are not sufficiently developed to provide the high rigidity of the aluminum frame necessary to prevent cracking of the material and localization of deformation in the interparticle interlayers during intensive plastic processing.
При концентрации олова в смеси >45% вес. часть его выпотевает из образца в ходе нагрева до температуры спекания из-за плохого смачивания алюминиевых частиц жидким оловом при низких температурах.When the concentration of tin in the mixture> 45% weight. part of it is swept out of the sample during heating to sintering temperature due to poor wetting of aluminum particles with liquid tin at low temperatures.
Таким образом, предпочтительным режимом получения спеченных брикетов системы Al-Sn следует считать спекание при 600°С ±15°С в течение 45-60 минут и при концентрации олова не более 45%. В этом случае пористость спеченных образцов мала, а каркас из алюминиевых частиц сохраняет достаточную жесткость, чтобы обеспечить при последующем угловом прессовании равномерное распределение деформации по объему прессовки без ее локализации и образования трещин.Thus, sintering at 600 ° C ± 15 ° C for 45-60 minutes and at a tin concentration of not more than 45% should be considered the preferred mode for producing sintered briquettes of the Al-Sn system. In this case, the porosity of the sintered samples is small, and the frame made of aluminum particles retains sufficient rigidity to ensure, during subsequent angular pressing, a uniform distribution of deformation over the volume of the pressing without its localization and cracking.
Особо следует пояснить влияние углового прессования на структуру, механические и триботехнические свойства спеченных сплавов Al-Sn. В экспериментах для обработки сплавов прессованием использовалась пресс-форма с пересекающимися под прямым углом каналами. Перед прессованием стенки каналов смазывали смесью частиц графита с маслом. Прессование осуществляли с помощью гидравлического пресса. Число проходов образцов через пресс-форму достигало четырех. Образец между прессованиями не вращался, что обеспечивало неизменное положение плоскости течения материала относительно глобальной системы координат при любом числе прессований, то есть реализовывалась схема, приведенная на Фиг.2.Particularly should be explained the effect of angular pressing on the structure, mechanical and tribological properties of sintered Al-Sn alloys. In experiments for processing alloys by pressing, a mold with channels intersecting at right angles was used. Before pressing, the channel walls were lubricated with a mixture of graphite particles with oil. Pressing was carried out using a hydraulic press. The number of passes of samples through the mold reached four. The sample between the presses did not rotate, which ensured a constant position of the plane of the material flow relative to the global coordinate system for any number of presses, that is, the scheme shown in FIG. 2 was implemented.
При угловом прессовании с малыми силами контактного трения о боковые стенки каналов образец находится в плоском деформированном состоянии, как при прокатке в валках с буртиками, и вся деформация материала реализуется во время прохождения им области пересечения рабочего и выходного каналов. Однако деформация осуществляется по схеме не чистого, как при прокатке, а простого сдвига, и форма любого находящегося в плоскости течения пластичного структурного элемента сплава меняется согласно данной моде деформации. Пример изменения формы показан на Фиг.2, где плоскость изменения совпадает с плоскостью течения материала. Видно, что любой структурный элемент сплава (включение олова или зерно алюминиевой матрицы), расположенный в данной плоскости, вытягивается в направлении течения, а его толщина уменьшается пропорционально интенсивности испытанного простого сдвига у. При повторном прессовании образца без его вращения плоскость реализации сдвига сохраняется, структурные элементы еще сильнее плющатся и вытягиваются (Фиг.2.2).In angular pressing with small contact friction forces on the side walls of the channels, the sample is in a flat deformed state, as when rolling in rolls with beads, and all material deformation is realized during the passage of the intersection of the working and output channels. However, the deformation is carried out according to the scheme, not pure as during rolling, but a simple shear, and the shape of any plastic structural element of the alloy located in the plane of the flow changes according to this deformation mode. An example of a shape change is shown in FIG. 2, where the change plane coincides with the material flow plane. It can be seen that any structural element of the alloy (inclusion of tin or grain of an aluminum matrix) located in this plane is elongated in the direction of flow, and its thickness decreases in proportion to the intensity of the tested simple shear y. When the sample is pressed again without rotation, the shear plane is maintained, the structural elements are flattened and stretched even more strongly (Figure 2.2).
В результате нескольких проходов образца через пресс-форму его структура в сечении плоскостью течения становится слоистой, состоящей из чередующихся прослоек алюминиевой и оловянной фаз (Фиг.3.2). Если плоскость образца с такой структурой сделать плоскостью трения, а скольжение контртела осуществлять перпендикулярно вытянутым слоям, то дистанция размазывания олова по сравнению с исходной ее длиной в спеченном образце резко сократится. При этом глубина залегания оловянных слоев в перпендикулярном плоскости течения направлении и объем включений сохраняются такими же, как в спеченном образце. Это хорошо видно на поперечном шлифе прессованного образца (Фиг.3.3).As a result of several passes of the sample through the mold, its structure in cross section by the flow plane becomes layered, consisting of alternating layers of aluminum and tin phases (Figure 3.2). If the plane of a specimen with such a structure is made a plane of friction, and the counterbody glides perpendicular to the elongated layers, then the distance of smearing of tin compared to its initial length in the sintered specimen will be sharply reduced. In this case, the depth of the tin layers in the direction perpendicular to the plane of the flow and the volume of inclusions remain the same as in the sintered sample. This is clearly visible on the transverse section of the pressed sample (Fig.3.3).
Интенсивное пластическое изменение формы зерен алюминиевой матрицы приводит к измельчению последних, формированию в них мелких субзерен. Как следствие, прочность и твердость сплава растет с ростом числа его прессований (Фиг.4). Однако утонение зерен в ходе деформации приводит к утонению прослоек алюминия, снижению их толщины в плоскости течения материала, и, следовательно, снижается их сопротивление изгибу. То есть, с увеличением числа прессований прочность и несущая способность композита в целом растет, тогда как сопротивление индивидуальных алюминиевых прослоек изгибу под действием силы трения и нормального давления снижается. Поскольку фрикционные контакты имеют дискретный характер, это может повлиять на глубину деформированного слоя и количество выдавленного на поверхность трения олова при прочих равных условиях.An intense plastic change in the shape of the grains of the aluminum matrix leads to the crushing of the latter, the formation of small subgrains in them. As a result, the strength and hardness of the alloy grows with an increase in the number of pressings (Figure 4). However, thinning of grains during deformation leads to thinning of aluminum layers, a decrease in their thickness in the plane of the material flow, and, consequently, their bending resistance decreases. That is, with an increase in the number of pressings, the strength and bearing capacity of the composite as a whole grows, while the resistance of individual aluminum layers to bending under the action of friction and normal pressure decreases. Since frictional contacts are discrete in nature, this can affect the depth of the deformed layer and the amount of tin extruded onto the friction surface, all other things being equal.
Зависимость триботехнических характеристик исследуемых сплавов от числа их прессований отражена в таблице. Испытания образцов проводили по схеме «палец - стальной диск», при скорости скольжения 0,6 м/сек и давлении 1-5 МПа, в отсутствие жидкой смазки. Притирку образцов осуществляли при давлении 1 МПа и длине пути 500 м. Поверхностью трения служила боковая поверхность (плоскость течения) прессованных образцов. Ориентация вытянутых включений олова была перпендикулярна направлению скольжения. Интенсивность изнашивания определяли как изменение высоты образца на один метр пути трения.The dependence of the tribotechnical characteristics of the studied alloys on the number of their pressing is shown in the table. Testing of the samples was carried out according to the “finger-steel disk” scheme, at a sliding speed of 0.6 m / s and a pressure of 1-5 MPa, in the absence of liquid lubricant. Grinding of the samples was carried out at a pressure of 1 MPa and a path length of 500 m. The friction surface was the lateral surface (flow plane) of the pressed samples. The orientation of the elongated tin inclusions was perpendicular to the slip direction. The wear rate was determined as the change in the height of the sample by one meter of the friction path.
Из таблицы видно, что как концентрация олова, так и число прессований практически не оказывают влияния на коэффициент сухого трения по стали, а с ростом нагрузки на образец его величина значительно снижается. Интенсивность изнашивания материала, в свою очередь, растет с увеличением нагрузки на образец и сильно зависит как от концентрации олова, так и от числа прессований. Однако при любом давлении на образец наименьшие значения интенсивности изнашивания наблюдались у сплавов с 40±5% вес. олова. Интенсивность изнашивания материала снижается при увеличении числа угловых прессований до двух раз, а затем ее значения не меняются или начинают возрастать из-за сильного утонения алюминиевых прослоек и снижения их несущей способности. Поэтому обработка сплавов угловым прессованием более двух раз с целью увеличения их износостойкости представляется нецелесообразной, хотя прочность деформируемых образцов при этом продолжает расти.The table shows that both the tin concentration and the number of presses have practically no effect on the dry friction coefficient for steel, and with an increase in the load on the sample its value decreases significantly. The wear rate of the material, in turn, increases with increasing load on the sample and strongly depends on both the tin concentration and the number of pressings. However, at any pressure on the sample, the lowest values of wear rate were observed for alloys with 40 ± 5% weight. tin. The wear rate of the material decreases with an increase in the number of angular pressing up to two times, and then its values do not change or begin to increase due to the strong thinning of aluminum layers and a decrease in their bearing capacity. Therefore, the processing of alloys by angular pressing more than two times in order to increase their wear resistance seems impractical, although the strength of the deformed samples continues to grow.
Заявляемый способ может найти широкое применение в тех областях машиностроения, где к работающим при умеренных давлениях подшипникам скольжения предъявляются повышенные требования в части износостойкости, особенно при сухом и граничном трении.The inventive method can be widely used in those areas of engineering where working at moderate pressures of sliding bearings are subject to increased demands in terms of wear resistance, especially with dry and boundary friction.
Источники информацииInformation sources
1. Antifriction alloy aluminium-base, Bataev A.A. et al. - October, 2006-RU 2329321.1. Antifriction alloy aluminum-base, Bataev A.A. et al. - October, 2006-RU 2329321.
2. Antifriction alloy aluminium-base, Y.I. Poteryaev et al. - April, 1995-RU 92003679.2. Antifriction alloy aluminum-base, Y.I. Poteryaev et al. - April, 1995-RU 92003679.
3. Aluminum-based bearing alloy with excellent fatigue resistance and anti-seizure property, T. Tanaka et al. - November, 1992. - US 4278740.3. Aluminum-based bearing alloy with excellent fatigue resistance and anti-seizure property, T. Tanaka et al. - November, 1992. - US 4,278,740.
4. Al-Si-Sn bearing alloy and bearing composite, Fukuoka T. et al. - September, 1984 - US 4471029.4. Al-Si-Sn bearing alloy and bearing composite, Fukuoka T. et al. - September, 1984 - US 4,471,029.
5. Al-Sn bearing alloy material, F. Masahito et al. - April, 1994. - JP6093360 (A).5. Al-Sn bearing alloy material, F. Masahito et al. - April, 1994 .-- JP6093360 (A).
6. К. Xu, К. Wongpreedee, A.M. Russel. Microstructure and strength of a deformation processed Al-20Sn in situ composite // J Mater Sci, 2002, Vol.37, pp.5209 - 5214.6.K. Xu, K. Wongpreedee, A.M. Russel. Microstructure and strength of a deformation processed Al-20Sn in situ composite // J Mater Sci, 2002, Vol. 37, pp. 5209-5214.
7. N.I. Noskova, A.G. Korshunov, A.V. Korznikov. Microstructure and tribological properties of Al-Sn, Al-Sn-Pb, and Sn-Sb-Cu alloys subjected to severe plastic deformation // Metal science and heat treatment, 2008, Vol.50, Nos. 11-12, pp.593-599.7. N.I. Noskova, A.G. Korshunov, A.V. Korznikov. Microstructure and tribological properties of Al-Sn, Al-Sn-Pb, and Sn-Sb-Cu alloys achieved to severe plastic deformation // Metal science and heat treatment, 2008, Vol.50, Nos. 11-12, pp. 593-599.
8. E.J. Abed. Study of Solidification and Mechanical Properties of Al-Sn Casting Alloys // Asian Transaction on Engineering (ATE ISSN: 2221 - 4267), 2012, Vol.02, Issue 03, pp.89-97.8. E.J. Abed Study of Solidification and Mechanical Properties of Al-Sn Casting Alloys // Asian Transaction on Engineering (ATE ISSN: 2221 - 4267), 2012, Vol.02, Issue 03, pp. 89-97.
9. Plain bearing and method of manufacturing the same. Fujita, et al. - January 4, 2011 - US Patent 7,862,768.9. Plain bearing and method of manufacturing the same. Fujita, et al. - January 4, 2011 - US Patent 7,862,768.
Claims (1)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2013122664/02A RU2552208C2 (en) | 2013-05-17 | 2013-05-17 | Method for obtaining wear-resistant antifriction alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2013122664/02A RU2552208C2 (en) | 2013-05-17 | 2013-05-17 | Method for obtaining wear-resistant antifriction alloy |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2013122664A RU2013122664A (en) | 2014-11-27 |
| RU2552208C2 true RU2552208C2 (en) | 2015-06-10 |
Family
ID=53295359
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2013122664/02A RU2552208C2 (en) | 2013-05-17 | 2013-05-17 | Method for obtaining wear-resistant antifriction alloy |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2552208C2 (en) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2714005C1 (en) * | 2019-05-22 | 2020-02-11 | Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук (ИФПМ СО РАН) | Wear-resistant composite material based on aluminum and method of its production |
| RU2789324C1 (en) * | 2022-07-06 | 2023-02-01 | Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук (ИФПМ СО РАН) | Wear-resistant antifriction material based on a two-phase al-sn alloy alloyed with iron, and a method for its production |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB932820A (en) * | 1960-12-02 | 1963-07-31 | Federal Mogul Bower Bearings | Method of making a composite material |
| RU2058410C1 (en) * | 1993-04-02 | 1996-04-20 | Темирлан Ахмедович Шахназаров | Method for production of aluminium-lead alloys |
| RU2370341C1 (en) * | 2008-03-12 | 2009-10-20 | Институт физики прочности и материаловедения Сибирское отделение Российской академии наук (ИФПМ СО РАН) | Method of producing strong material of high density on base of aluminium powder |
| US7862768B2 (en) * | 2004-03-31 | 2011-01-04 | Daido Metal Company Ltd | Plain bearing and method of manufacturing the same |
-
2013
- 2013-05-17 RU RU2013122664/02A patent/RU2552208C2/en active
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB932820A (en) * | 1960-12-02 | 1963-07-31 | Federal Mogul Bower Bearings | Method of making a composite material |
| RU2058410C1 (en) * | 1993-04-02 | 1996-04-20 | Темирлан Ахмедович Шахназаров | Method for production of aluminium-lead alloys |
| US7862768B2 (en) * | 2004-03-31 | 2011-01-04 | Daido Metal Company Ltd | Plain bearing and method of manufacturing the same |
| RU2370341C1 (en) * | 2008-03-12 | 2009-10-20 | Институт физики прочности и материаловедения Сибирское отделение Российской академии наук (ИФПМ СО РАН) | Method of producing strong material of high density on base of aluminium powder |
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| E.J. ABTD, STUDY, Solidification and mtchanical properties of Al-Sn casting alloys, Asian Transaction on engineering, ATE ISSN: 2221-4267, 2012, v. 02, Issue 03, pp.89-97. * |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2714005C1 (en) * | 2019-05-22 | 2020-02-11 | Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук (ИФПМ СО РАН) | Wear-resistant composite material based on aluminum and method of its production |
| RU2789324C1 (en) * | 2022-07-06 | 2023-02-01 | Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук (ИФПМ СО РАН) | Wear-resistant antifriction material based on a two-phase al-sn alloy alloyed with iron, and a method for its production |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| RU2013122664A (en) | 2014-11-27 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| El-Ghazaly et al. | Effect of graphene addition on the mechanical and tribological behavior of nanostructured AA2124 self-lubricating metal matrix composite | |
| Shabani et al. | Microstructural and sliding wear behavior of SiC-particle reinforced copper matrix composites fabricated by sintering and sinter-forging processes | |
| Lu et al. | Improving wear performance of dual-scale Al–Sn alloys: the role of Mg addition in enhancing Sn distribution and tribolayer stability | |
| Zhu et al. | Improvement of the wear behaviour of Al–Pb alloys by mechanical alloying | |
| Zeng et al. | Enhancement of wear properties of ultrafine-structured Al–Sn alloy-embedded Sn nanoparticles through in situ synthesis | |
| Vencl et al. | Microstructural and tribological properties of A356 Al–Si alloy reinforced with Al 2 O 3 particles | |
| Rusin et al. | Effect of equal channel angular pressing on mechanical and tribological properties of sintered Al-Sn composites | |
| Herbert et al. | Wear behaviour of cast and mushy state rolled Al–4.5 Cu alloy and in-situ Al4. 5Cu–5TiB2 composite | |
| Lu et al. | Improving wear performance of CuSn5Bi5 alloys through forming self-organized graphene/Bi nanocomposite tribolayer | |
| Liu et al. | Microstructure evolution during semi-solid powder rolling and post-treatment of 7050 aluminum alloy strips | |
| Arik et al. | Dry sliding wear behavior of in situ Al–Al4C3 metal matrix composite produced by mechanical alloying technique | |
| Canakci et al. | Microstructure and abrasive wear behavior of CuSn10–graphite composites produced by powder metallurgy | |
| Varol et al. | An investigation on wear behavior of Cu-graphite nanocomposites prepared by flake powder metallurgy | |
| Raja et al. | Effects on microstructure and hardness of Al-B4C metal matrix composite fabricated through powder metallurgy | |
| Suśniak et al. | An experimental study of aluminum alloy matrix composite reinforced sic made by hot pressing method | |
| Yarra et al. | Densification of Al-Y 2 O 3 composite powder by equal channel angular pressing | |
| RU2552208C2 (en) | Method for obtaining wear-resistant antifriction alloy | |
| Derakhshandeh-Haghighi et al. | The effect of multi-pass equal-channel angular pressing (ecap) for consolidation of aluminum-nano alumina composite powder on wear resistance | |
| Zhu et al. | Fabrication of a 2014Al-SiC/2014Al sandwich structure composite with good tensile strength and ductility | |
| Ajayi et al. | Enhancement of bronze alloy surface properties by FSP second-phase particle incorporation | |
| Zainulabdeen et al. | Mechanical properties of tin-based Babbitt alloy using the direct extrusion technique | |
| Rusin et al. | Improving the tribological properties of self-lubricating Al-Sn alloys by their severe plastic processing | |
| Figueroa et al. | Microstructures of tribologically modified surface layers in two-phase alloys | |
| Sattari et al. | An investigation of parameters involved and defects in the fabrication of Al–SiC nanocomposite using hot extrusion technique | |
| Purohit et al. | Development of Cu-Al2O3-CBN hybrid composite through powder metallurgy process and analysis of mechanical properties |