RU2714005C1

RU2714005C1 - Wear-resistant composite material based on aluminum and method of its production

Info

Publication number: RU2714005C1
Application number: RU2019115691A
Authority: RU
Inventors: Николай Мартемьянович Русин; Александр Леонидович Скоренцев
Priority date: 2019-05-22
Filing date: 2019-05-22
Publication date: 2020-02-11

Abstract

FIELD: metallurgy.

SUBSTANCE: invention relates to powder metallurgy, particularly, to composite materials with aluminum matrix used in friction assemblies. Abrasion-resistant composite material based on aluminum contains silicon and tin, wherein it contains aluminum in form of a matrix which is doped with 12 % silicon, and the weight content of tin in composite is 10–40 % with respect to the weight of the matrix. Method of producing composite material based on aluminum includes preparation of mixture of initial powders, formation of compacting, sintering with subsequent compaction thereof, formation of compacts is carried out to porosity of 10–15 %, sintering is carried out using 2-step heating, first at temperature of 550±10 °C, then temperature is increased to 570±5 °C and held at said temperature, after which sintered compact is subjected to compaction to porosity of less than 1 % in closed die at temperature higher melting temperature of tin.

EFFECT: invention is aimed at obtaining a composite material based on aluminum, having improved tribotechnical properties, particularly high strength and wear resistance.

6 cl, 1 ex, 1 tbl, 3 dwg

Description

Изобретение относится к области порошковой металлургии, а именно к композиционным материалам (КМ) с алюминиевой матрицей, используемых в узлах трения скольжения, а более конкретно - к способам повышения износостойкости указанных материалов. The invention relates to the field of powder metallurgy, and in particular to composite materials (KM) with an aluminum matrix used in sliding friction units, and more specifically, to methods for increasing the wear resistance of these materials.

Известен композиционный материал с алюминиевой матрицей и наноразмерными упрочняющими частицами из RU 2456361, C22C 1/05, C22C 26/00, B82B 3/00, опубл 20.07.2012 [1]. Металломатричный композит содержит матрицу на основе алюминия и упрочняющие частицы, включающие 1-30 об.% алмазных наночастиц, внедренных в матрицу в течение 0,2-5 часов механического легирования, и не более 10 об.% наночастиц оксида алюминия, образующихся в процессе изготовления. Материал обладает высокими прочностными характеристиками и обеспечивает возможность получения деталей с низкой шероховатостью поверхности. Known composite material with an aluminum matrix and nanoscale reinforcing particles from RU 2456361, C22C 1/05, C22C 26/00, B82B 3/00, publ. 20.07.2012 [1]. The metal-matrix composite contains an aluminum-based matrix and hardening particles, including 1-30 vol.% Diamond nanoparticles embedded in the matrix within 0.2-5 hours of mechanical alloying, and not more than 10 vol.% Alumina nanoparticles formed during the manufacturing process . The material has high strength characteristics and provides the ability to obtain parts with low surface roughness.

Недостатком данного изобретения является то, что в процессе деформации тонкие оловянные прослойки дробятся, а затем сфероидизуются под влиянием сил поверхностного натяжения. Сплавы получаются прочными, но с низкими антифрикционными свойствами, так как проблема улучшения процесса самосмазывания поверхности трения в них не решена по той причине, что мелкие изолированные в алюминиевой матрице включения не сообщаются с поверхностью трения, не могут быть экструдированы наружу при деформации поверхностного слоя. The disadvantage of this invention is that in the process of deformation, the thin tin layers are crushed, and then spheroidized under the influence of surface tension forces. Alloys are obtained strong, but with low antifriction properties, since the problem of improving the self-lubrication of the friction surface in them is not solved because the small inclusions isolated in the aluminum matrix do not communicate with the friction surface and cannot be extruded outward when the surface layer is deformed.

Известен алюминиевый базовый подшипниковый сплав US4471029, B32B15/01, C22C21/00, F16C33/12, опубл. 1984-09-11 [2], имеющий высокую устойчивость к схватыванию, усталостную прочность и износостойкость. Сплав содержит 1,5-35 мас. % Sn и 0,5-5 мас. % Si в виде, по меньшей мере, 5 узловых частиц Si диаметром 5 мкм на 3,56 × 10^-2 (мм²) площади поперечного сечения сплава. Опорный сплав может необязательно содержать, по меньшей мере, один дополнительный элемент, выбранный из ряда Pb, In, Tl, Cd, Bi, Cu, Mg, Cr и Mn. Материал подшипника получают путем сварки давлением алюминиевого базового подшипникового сплава с подложкой из стального листа. Known aluminum base bearing alloy US4471029, B32B15 / 01, C22C21 / 00, F16C33 / 12, publ. 1984-09-11 [2] having high setting resistance, fatigue strength and wear resistance. The alloy contains 1.5-35 wt. % Sn and 0.5-5 wt. % Si in the form of at least 5 nodal particles of Si with a diameter of 5 μm per 3.56 × 10 ^-2 (mm ² ) the cross-sectional area of the alloy. The reference alloy may optionally contain at least one additional element selected from the series Pb, In, Tl, Cd, Bi, Cu, Mg, Cr and Mn. Bearing material is obtained by pressure welding of an aluminum base bearing alloy with a steel sheet substrate.

Наиболее близким по составу к предлагаемому материалу является известный алюминиевый базовый подшипниковый сплав US4471033, B32B15/01, C22C21/00, F16C33/12, опубл. 1984-09-11 [3], имеющий высокую устойчивость к схватыванию особенно при больших нагрузках, а также хорошую усталостную прочность и износостойкость. Сплав содержит 1,5-35 мас. % Sn и 5-11 мас. % Si в виде, как минимум, 5 узловых частиц Si диаметром 5 мкм, расположенных на площади поперечного сечения сплава 3,56 × 10^-2 (мм²). Опорный сплав может необязательно содержать, по меньшей мере, один дополнительный элемент, выбранный из Pb, In, Tl, Cd, Bi, Cu, Mg, Cr и Mn. Материал подшипника получают путем сварки давлением алюминиевого базового подшипникового сплава с подложкой из стального листа.The closest in composition to the proposed material is a well-known aluminum base bearing alloy US4471033, B32B15 / 01, C22C21 / 00, F16C33 / 12, publ. 1984-09-11 [3], which has high resistance to setting especially at high loads, as well as good fatigue strength and wear resistance. The alloy contains 1.5-35 wt. % Sn and 5-11 wt. % Si in the form of at least 5 nodal particles of Si with a diameter of 5 μm, located on the cross-sectional area of the alloy 3.56 × 10 ^-2 (mm ² ). The reference alloy may optionally contain at least one additional element selected from Pb, In, Tl, Cd, Bi, Cu, Mg, Cr and Mn. Bearing material is obtained by pressure welding of an aluminum base bearing alloy with a steel sheet substrate.

В известных патентах [2-3] предложены сплавы, содержащие до 40% олова. Сохранение несущей способности их алюминиевой матрицы обеспечивалось введением в сплав Cr, Mn, Si, Cu, Mg, Zn и др. Образующиеся при этом частицы твёрдых интерметаллидных соединений располагаются на границах алюминиевых зёрен, скрепляют их и препятствуют локализации деформации в располагающихся здесь же оловянных прослойках. К сожалению, при трении такие твёрдые частицы неизбежно царапают поверхность контртела и вызывают его повышенный износ. Кроме того, располагаясь по границам зёрен, частицы закупоривают каналы подачи олова как твёрдой смазки на поверхность трения. In well-known patents [2-3], alloys containing up to 40% tin are proposed. The load-bearing capacity of their aluminum matrix was ensured by introducing Cr, Mn, Si, Cu, Mg, Zn, etc. into the alloy. Particles of solid intermetallic compounds formed in this case are located at the boundaries of aluminum grains, hold them together and prevent localization of deformation in tin layers located here. Unfortunately, during friction, such solid particles inevitably scratch the surface of the counterbody and cause its increased wear. In addition, located along the grain boundaries, the particles clog the tin supply channels as a solid lubricant on the friction surface.

В качестве прототипа предлагаемого способа получения износостойкого антифрикционного сплава выбран способ, описанный в патенте RU 2552208, C22F1/04, C22C21/00, C22C1/04, B22F3/24, опубл. 10.06.2015 [4]. Он включает: приготовление смеси чистых порошков алюминия и олова, содержащей 35-45% вес. олова, формирование брикетов с пористостью 12-18%, их спекание в безокислительной атмосфере при температуре 585-615°С в течение 45-60 минут с последующим угловым прессованием спеченного брикета по маршруту А (РКУП-А) при интенсивности деформации не менее 100% за одну операцию. Техническим результатом изобретения является обеспечение максимальной износостойкости сплава при сухом трении. As a prototype of the proposed method for producing a wear-resistant antifriction alloy, the method described in patent RU 2552208, C22F1 / 04, C22C21 / 00, C22C1 / 04, B22F3 / 24, publ. 06/10/2015 [4]. It includes: preparing a mixture of pure powders of aluminum and tin, containing 35-45% by weight. tin, the formation of briquettes with a porosity of 12-18%, their sintering in an oxidizing atmosphere at a temperature of 585-615 ° C for 45-60 minutes, followed by angular pressing of the sintered briquette along route A (ECAP-A) with a strain rate of at least 100% in one operation. The technical result of the invention is to ensure maximum wear resistance of the alloy during dry friction.

В результате указанной обработки алюминиевого композита с большим количеством олова, его структура преобразовалась в слоистую [4], а предел текучести был увеличен вдвое по сравнению с исходным сплавом. Это привело не только к повышению его износостойкость при сухом трении, но позволило создателям прототипа расширить диапазон допустимых нагрузок на исследуемые материалы до 5 МПа. As a result of this treatment of an aluminum composite with a large amount of tin, its structure was transformed into a layered one [4], and the yield strength was doubled compared to the initial alloy. This led not only to increase its wear resistance during dry friction, but allowed the creators of the prototype to expand the range of permissible loads on the materials under study to 5 MPa.

Вместе с тем, обработка образцов методом РКУП с целью повышения их прочности и твёрдости имеет ряд существенных ограничений. Например, она требует, чтобы материал в процесс обработки оставался пластичным. В противном случае высокая интенсивность пластического сдвига вызывает в местах неоднородного напряжения появление на поверхности образцов трещин, которые затем прорастают до макроскопических размеров. Также, ввиду неоднородности структуры композиционных сплавов, существует вероятность, что в плоскости действия максимального сдвигового напряжения случайным образом сосредоточится большое количество мягких оловянных прослоек. Следствием этого является локализация течения в таких плоскостях и быстрое исчерпание ресурса пластичности материала. Кроме того, ограничения накладываются на поперечный размер и форму обрабатываемых методом РКУП образцов. At the same time, the processing of samples by the ECAP method in order to increase their strength and hardness has a number of significant limitations. For example, it requires that the material in the processing process remain plastic. Otherwise, the high intensity of plastic shear causes cracks to appear on the surface of the specimen in places of inhomogeneous stress, which then grow to macroscopic dimensions. Also, due to the heterogeneity of the structure of composite alloys, it is likely that a large number of soft tin layers will randomly concentrate in the plane of action of the maximum shear stress. The consequence of this is the localization of the flow in such planes and the rapid exhaustion of the plasticity resource of the material. In addition, restrictions are imposed on the transverse size and shape of the samples processed by the ECAP method.

Технической проблемой, на решение которой направлено предлагаемое изобретение, является разработка композиционного материала на основе алюминия и способа его получения. The technical problem to which the invention is directed is the development of a composite material based on aluminum and a method for its preparation.

Композиционный материал заявленного состава, полученный по предлагаемому способу, обладает улучшенными триботехническими свойствами, в частности, повышенной прочностью и износостойкостью. Composite material of the claimed composition obtained by the proposed method has improved tribological properties, in particular, increased strength and wear resistance.

Указанный технический результат достигается тем, что износостойкий композиционный материал на основе алюминия содержит кремний и олово, притом, что алюминий в материале представляет собой матрицу, легированную 12% кремния, а массовое содержание олова в полученном композите составляет 10-40% по отношению к весу матрицы. The specified technical result is achieved in that the wear-resistant composite material based on aluminum contains silicon and tin, while the aluminum in the material is a matrix doped with 12% silicon, and the mass content of tin in the resulting composite is 10-40% relative to the weight of the matrix .

Для изготовления композита используют распылённые в атмосфере охлаждённого азота порошки сплава Al-12Si и промышленные порошки олова марки ПО. For the manufacture of the composite, Al-12Si alloy powders sprayed in an atmosphere of chilled nitrogen and PO industrial tin powders are used.

Указанный технический результат достигается также тем, что применяется способ получения предлагаемого композита, включающий приготовление смеси исходных порошков, формирование прессовки с пористостью 10-15%, спекание с последующим ее уплотнением, при этом спекание прессовки проводят в две стадии, сначала ее нагревают до температуры 550±10 °С и выдерживают заданное время, а затем кратковременно, не более 30 минут, температуру спекания повышают до 570±5 °С, полученную спечённую прессовку подвергают уплотнению в закрытом штампе при температуре выше температуры плавления олова до пористости менее 1%. The specified technical result is also achieved by the fact that the method of obtaining the proposed composite is used, which includes preparing a mixture of the starting powders, forming a compact with a porosity of 10-15%, sintering followed by compaction, the sintering of the compact is carried out in two stages, first it is heated to a temperature of 550 ± 10 ° C and maintain the set time, and then briefly, no more than 30 minutes, the sintering temperature is increased to 570 ± 5 ° C, the resulting sintered compact is subjected to compaction in a closed die at a temperature of higher than the melting temperature of tin to a porosity of less than 1%.

При этом спекают прессовку в два этапа: при температуре 550±10 °С, предпочтительно, в течение 40–60 минут, а затем при температуре 570±5 °С с выдержкой, не более 30 минут, уплотнение спечённой прессовки проводят в закрытом штампе при температуре 250°С. At the same time, the compact is sintered in two stages: at a temperature of 550 ± 10 ° С, preferably for 40–60 minutes, and then at a temperature of 570 ± 5 ° С with an exposure time of not more than 30 minutes, the sintered compact is compacted in a closed die at temperature 250 ° С.

Введение твёрдых частиц кремния в исходную порошковую смесь как в работах [2, 3] с целью упрочнения и повышения износостойкости самосмазывающихся КМ на основе алюминия является менее эффективным способом, чем дисперсионное упрочнение матрицы, когда твёрдые частицы выпадают из пересыщенного твёрдого раствора. Однако в случае системы Al-Sn такой способ упрочнения матрицы осложняется тем, что температура затвердевания олова много ниже, чем у алюминия, и поэтому образовавшийся в алюминии с понижением температуры избыток легирующих элементов (например, Сu, Mg и т.п.) частично растворяется в жидком олове. В результате, после полного затвердевания спекаемого материала Al-Sn упрочнённым оказывается не только алюминий, но и олово, из-за чего его пластичность и способность размазываться по поверхности трения ухудшаются. То есть, при выборе легирующего элемента важным условием является его низкая растворимости в олове. Одним из таких элементов является Si, и при повышенных концентрациях он способствует не только повышению твёрдости алюминия, но и улучшает его износостойкость. Следовательно, при достаточном количестве в алюминиевой матрице частиц кремния отпадает необходимость её дополнительного деформационного упрочнения, как в аналоге [4]. The introduction of silicon solid particles into the initial powder mixture as in [2, 3] with the aim of hardening and increasing the wear resistance of self-lubricating aluminum-based CMs is less effective than dispersion hardening of the matrix when solid particles precipitate from a supersaturated solid solution. However, in the case of the Al-Sn system, this method of matrix hardening is complicated by the fact that the solidification temperature of tin is much lower than that of aluminum, and therefore the excess of alloying elements (for example, Cu, Mg, etc.) formed in aluminum with decreasing temperature in liquid tin. As a result, after the solidification of the sintered Al-Sn material has completely hardened, not only aluminum, but also tin is hardened, because of which its ductility and ability to smear along the friction surface deteriorate. That is, when choosing an alloying element, an important condition is its low solubility in tin. One of these elements is Si, and at elevated concentrations it not only improves the hardness of aluminum, but also improves its wear resistance. Consequently, with a sufficient amount of silicon particles in the aluminum matrix, there is no need for additional strain hardening, as in the analogue [4].

К сожалению, олово плохо смачивает кремний, и поверхности Si-Sn являются слабыми местами КМ. Чтобы избежать появления таких границ раздела фаз, в предлагаемом изобретении используют порошки алюминия уже легированные кремнием. При спекании прессовок из смеси порошков олова и порошков сплава Al-12Si последние при температурах ниже 570 ºС слабо растворяются в жидкой фазе. В результате содержащийся в них кремний остаётся в алюминиевой матрице и не влияет на механические свойства олова. Совместное присутствие в алюминии олова и твёрдых частиц кремния создает мультипликативный эффект, приводящий к существенному улучшению трибологических свойств алюминиевого композиционного материала. Unfortunately, tin does not wet silicon well, and Si-Sn surfaces are weak spots of CMs. To avoid the appearance of such phase boundaries, in the present invention use aluminum powders already doped with silicon. When sintering compacts from a mixture of tin powders and powders of Al-12Si alloy, the latter are slightly soluble in the liquid phase at temperatures below 570 ºС. As a result, the silicon contained in them remains in the aluminum matrix and does not affect the mechanical properties of tin. The combined presence of tin and silicon solid particles in aluminum creates a multiplicative effect, leading to a significant improvement in the tribological properties of the aluminum composite material.

Изобретение осуществляется следующим образом. The invention is as follows.

Стандартные порошки олова в количестве 10-40% вес. и распылённые порошки сплава Al-12Si в количестве, дополняющем до 100% вес., смешивают до однородного состояния, и из полученной смеси формируют прессовки с пористостью 10÷15%. Далее их помещают в печь и выдерживают в безокислительной атмосфере при температуре 550±10°С в течении 40-60 минут, а затем температуру спекания поднимают до 570±5°С и выдерживают ещё 10-30 минут. Standard tin powders in an amount of 10-40% by weight. and atomized powders of Al-12Si alloy in an amount in addition to 100% by weight are mixed to a homogeneous state, and compacts with a porosity of 10-15% are formed from the resulting mixture. Then they are placed in a furnace and kept in an oxidizing atmosphere at a temperature of 550 ± 10 ° C for 40-60 minutes, and then the sintering temperature is raised to 570 ± 5 ° C and held for another 10-30 minutes.

При спекании прессовок с большей исходной пористостью наблюдалась их значительная и неравномерная усадка, приводящая к существенному отклонению от исходных размеров и формы. В более плотных прессовках образуется много закрытых пор, с захваченными из атмосферы газами. При жидкофазном спекании сжатый в порах газ препятствует усадке образцов. В результате спеченные прессовки содержат много крупных остаточных пор, значительно снижающих прочность и пластичность материала. В спеченных прессовках с оптимальной исходной пористостью (10÷15%) поры были мелкими и равномерно распределенными по объему образца, их объёмная доля не превышала исходную больше, чем на 3%. During sintering of compacts with a higher initial porosity, their significant and uneven shrinkage was observed, leading to a significant deviation from the initial sizes and shapes. In denser compacts, many closed pores are formed, with gases trapped from the atmosphere. During liquid phase sintering, compressed gas in the pores prevents the shrinkage of the samples. As a result, sintered compacts contain many large residual pores, significantly reducing the strength and ductility of the material. In sintered compacts with optimal initial porosity (10–15%), the pores were small and evenly distributed over the sample volume; their volume fraction did not exceed the initial one by more than 3%.

При спекании прессовок использовали 2-х ступенчатый нагрев. Вначале они нагревались до 550±10°С и выдерживались 50±10 мин, затем температура спекания повышалась до 570±5 °С. Двухступенчатый нагрев вызван тем, что при расплавлении олово практически не смачивает окисленную поверхность алюминиевых порошков и не растекается по прессовке. Однако при быстром нагреве выше 560 °С вязкость расплава становится низкой, и, стремясь минимизировать свою поверхностную энергию, олово начинает выпотевать из прессовок. При весовой концентрации олова в смеси > 40%, некоторая его часть выпотевает из прессовки ещё в ходе нагрева его до указанной температуры, поэтому увеличивать содержание Sn выше указанной концентрации не целесообразно. When sintering the compacts, a 2-stage heating was used. Initially, they were heated to 550 ± 10 ° С and held for 50 ± 10 min, then the sintering temperature was increased to 570 ± 5 ° С. Two-stage heating is caused by the fact that during melting tin practically does not wet the oxidized surface of aluminum powders and does not spread over the compact. However, with rapid heating above 560 ° C, the melt viscosity becomes low, and, in an effort to minimize its surface energy, tin begins to sweat out of the compacts. When the weight concentration of tin in the mixture is> 40%, some of it is swept out of the pressing even when it is heated to the indicated temperature; therefore, it is not advisable to increase the Sn content above the specified concentration.

Одновременно, часть жидкого олова через трещины в оксидных плёнках попадает на границы зёрен алюминиевого сплава и начинает диффундировать вдоль них, образуя наполненные жидкостью каналы. Этот эффект избирательной жидкометаллической коррозии известен как эффект Ребиндера. Постепенно каналы с жидким оловом пронизывают порошинки сплава Al-12Si насквозь. По ним олово перетекает на противоположную сторону алюминиевой частицы, заполняет свободное межчастичное пространство и проникает на границы зёрен соседней порошинки и т.д. Скорость такого процесса контролируется диффузией атомов олова по границам алюминиевых зёрен, и для скорейшего его протекания температура должна быть максимальной. В тоже время она не должна приводить к интенсивному выпотеванию жидкого олова. Опытным путём было установлено, что температура 550±10 °С удовлетворяет этому условию. Выдержка при указанной температуре 50±10 минут позволяет олову полностью распространиться по прессовке независимо от размеров алюминиевых порошков и толщины покрывающей их оксидной плёнки. At the same time, part of the liquid tin through cracks in the oxide films falls on the grain boundaries of the aluminum alloy and begins to diffuse along them, forming channels filled with liquid. This effect of selective liquid metal corrosion is known as the Rebinder effect. Gradually, channels with liquid tin penetrate Al-12Si alloy powders through and through. Along them, tin flows onto the opposite side of the aluminum particle, fills the free interparticle space and penetrates the grain boundaries of the neighboring powder, etc. The speed of such a process is controlled by the diffusion of tin atoms along the boundaries of aluminum grains, and for its speed to proceed, the temperature should be maximum. At the same time, it should not lead to intense sweating of liquid tin. It was experimentally established that a temperature of 550 ± 10 ° C satisfies this condition. Exposure at the specified temperature of 50 ± 10 minutes allows the tin to completely spread through the compact, regardless of the size of the aluminum powders and the thickness of the oxide film covering them.

Распространяясь по границам зёрен алюминиевой матрицы, прослойки олова действуют как гидравлический клин и раздвигают соседние зёрна. В результате прессовки претерпевают расширение, и их пористость возрастает примерно на 4%. Для того, чтобы каркас из твёрдых алюминиевых частиц испытал усадку под действием капиллярных сил, необходимо вывести указанные частицы из зацепления. Слабые капиллярные силы сделать этого в состоянии лишь при условии, что часть частиц алюминиевого каркаса растворится в расплаве. Согласно диаграмме состояния системы Al-Sn, растворимость алюминия в жидкой фазе возрастает с подъёмом температуры спекания. Однако в случае, когда алюминиевый каркас состоит из порошков состава Al-12Si, близкого к эвтектическому, очень важно, чтобы нагрев прессовки не превышал 577 °С. В противном случае имеет место плавление эвтектики и образование большого количества жидкой фазы, вследствие чего спекаемые образцы теряют форму под собственным весом. С учётом опасности перегрева материала выбор максимально допустимой температуры его спекания должен учитывать инерционность используемой печи и не превышать 575 °С. Spreading along the grain boundaries of the aluminum matrix, the tin layers act as a hydraulic wedge and push adjacent grains apart. As a result, compacts undergo expansion, and their porosity increases by about 4%. In order for the frame of solid aluminum particles to shrink under the action of capillary forces, it is necessary to disengage these particles. Weak capillary forces can do this only under the condition that part of the aluminum frame particles dissolve in the melt. According to the state diagram of the Al-Sn system, the solubility of aluminum in the liquid phase increases with increasing sintering temperature. However, in the case when the aluminum frame consists of powders of the composition Al-12Si close to eutectic, it is very important that the heating of the compact does not exceed 577 ° C. Otherwise, the eutectic melts and a large amount of the liquid phase forms, as a result of which the sintered samples lose their shape under their own weight. Taking into account the danger of overheating of the material, the choice of the maximum allowable temperature of its sintering should take into account the inertia of the furnace used and not exceed 575 ° C.

Конкурирующим процессом, препятствующим перегруппировке частиц твёрдой фазы в более плотную конфигурацию, является их срастание, которое начинается с образования мостиков сварки в местах касания алюминиевых зёрен. Соприкосновению алюминиевых зёрен при указанной температуре спекания способствует тот факт, что угол их смачивания оловом остаётся значительно больше нуля. Рост диаметра шеек спекания контролируется скоростью перекристаллизации атомов алюминия через жидкую фазу. С образованием множества шеек спекания и ростом их диаметра подвижность частиц твёрдой фазы снижается, поэтому усадка каркаса из порошков сплава Al-12Si наиболее интенсивно протекает сразу после выхода на предельную температуру спекания, когда в первую очередь растворяются наиболее мелкие порошинки и жидкая фаза ещё не насыщена растворёнными атомами алюминия. A competing process that prevents the rearrangement of particles of the solid phase into a denser configuration is their coalescence, which begins with the formation of welding bridges in places where aluminum grains touch. The contact of aluminum grains at the specified sintering temperature is facilitated by the fact that the angle of their wetting with tin remains significantly greater than zero. The increase in the diameter of the sintering necks is controlled by the rate of recrystallization of aluminum atoms through the liquid phase. With the formation of many sintering necks and an increase in their diameter, the mobility of the particles of the solid phase decreases, therefore, the shrinkage of the frame from Al-12Si alloy powders proceeds most intensively immediately after reaching the maximum sintering temperature, when the smallest powders are first dissolved and the liquid phase is not yet saturated with dissolved aluminum atoms.

После её насыщения между числом растворяющихся в расплаве и выпадающих из него атомов Al устанавливается равновесие, контролируемое скоростью растворения частиц твёрдой фазы. С исчезновением мельчайших из них указанная скорость понижается. Осаждение растворённых атомов происходит в первую очередь в местах с отрицательной (вогнутой) кривизной поверхности, то есть, в месте образования шеек, и поэтому каркас из алюминиевых частиц в процессе спекания прессовок при указанной температуре только упрочняется. Как следствие, увеличение времени спекания не приводит к усадке спекаемых прессовок и снижению их пористости. Она остаётся примерно на 2% выше исходной, независимо от концентрации олова в прессовке и времени их выдержки при температуре спекания. Например, пористость спеченной прессовки с наибольшим количеством жидкой фазы (Al-12Si)-40Sn после спекания при 550 °С составила 12%. После нагрева до 570 °С и времени выдержки 10; 30 и 120 минут пористость была 8,7; 6,7 и 6,2, соответственно. Таким образом, видно, что основная усадка прессовок происходит в пределах первых тридцати минут выдержки при максимальной температуре. Дальнейшее увеличение времени спекания с целью понижения пористости прессовок не эффективно. After it is saturated, an equilibrium is established between the number of Al atoms dissolving in the melt and precipitating from it, controlled by the rate of dissolution of the particles of the solid phase. With the disappearance of the smallest of them, the indicated speed decreases. The precipitation of dissolved atoms occurs primarily in places with a negative (concave) curvature of the surface, that is, at the place of formation of the necks, and therefore the frame of aluminum particles during sintering of the compacts at the indicated temperature only hardens. As a result, an increase in sintering time does not lead to shrinkage of the sintered compacts and a decrease in their porosity. It remains approximately 2% higher than the original, regardless of the concentration of tin in the compact and the exposure time at the sintering temperature. For example, the porosity of a sintered compact with the largest amount of liquid phase (Al-12Si) -40Sn after sintering at 550 ° C was 12%. After heating to 570 ° C and a holding time of 10; 30 and 120 minutes, the porosity was 8.7; 6.7 and 6.2, respectively. Thus, it is seen that the main shrinkage of the compacts occurs within the first thirty minutes of exposure at maximum temperature. A further increase in sintering time in order to reduce the porosity of the compacts is not effective.

У прессовок с меньшим содержанием олова насыщение жидкости растворёнными атомами происходит ещё быстрее, а усадка ещё меньше и не компенсирует роста, вызванного раздвижением образующих каркас частиц проникающими между ними жидкими прослойками олова. Например, у прессованных при одинаковом давлении сырых прессовок с содержанием олова (% вес.) 10, 20 и 30 исходная пористость составляла 13,7; 13,1 и 11,6%, а после 10-минутной выдержки при 570 °С была соответственно 16,0; 15,7 и 14,0%. For presses with a lower tin content, the saturation of the liquid with dissolved atoms is even faster, and the shrinkage is even smaller and does not compensate for the growth caused by the expansion of the skeleton-forming particles by the liquid tin layers penetrating between them. For example, in raw compacts pressed at the same pressure with tin content (wt%) of 10, 20, and 30, the initial porosity was 13.7; 13.1 and 11.6%, and after a 10-minute exposure at 570 ° C, it was 16.0, respectively; 15.7 and 14.0%.

Изобретение иллюстрируется фигурами 1-3.The invention is illustrated by figures 1-3.

На фиг. 1 приведена микроструктура композита (Al-12Si)-40Sn, спечённого при 570 °С в течении 10 (а) и 120 (б) минут. In FIG. Figure 1 shows the microstructure of the (Al-12Si) -40Sn composite sintered at 570 ° С for 10 (a) and 120 (b) minutes.

На фиг. 1 видно, что помимо роста размеров шеек спекания между частицами, другим следствием увеличения времени спекания является огрубление зёренной структуры матрицы. В результате, как показали испытания на сжатие, увеличение длительности спекания приводит к существенному улучшению пластичности композита, но мало сказывается на их прочности. In FIG. Figure 1 shows that in addition to the increase in the size of the sintering necks between the particles, another consequence of the increase in sintering time is the coarsening of the grain structure of the matrix. As a result, as compression tests have shown, an increase in the sintering time leads to a significant improvement in the ductility of the composite, but has little effect on their strength.

На фиг. 2 приведены диаграммы кривых сжатия спечённых прессовок состава (Al-12Si)-40Sn после выдержки их при 570 °С в течение 10, 30 и 120 минут. In FIG. Figure 2 shows diagrams of compression curves of sintered compacts of the composition (Al-12Si) -40Sn after holding them at 570 ° C for 10, 30, and 120 minutes.

На фиг. 2 видно, что увеличение времени спекания не привело к существенному увеличению прочности композита из-за наличия в нём большого числа пор и мест плохого смачивания на поверхности исходных порошков из алюминиевого сплава. При нагружении материала с такими дефектами имеет место локализация пластического течения в тех плоскостях, в которых плотность указанных дефектов оказывается большой. Ресурс пластичности композита в таких плоскостях (полосах) локализации быстро исчерпывается, и дефекты, являясь концентраторами высоких напряжений, разрастаются до трещин. Правда, положение максимума прочности композита при этом сдвигается в сторону больших испытанных деформаций – сказывается увеличение диаметра шеек спекания между частицами матрицы. In FIG. Figure 2 shows that the increase in sintering time did not lead to a significant increase in the strength of the composite due to the presence of a large number of pores and places of poor wetting on the surface of the initial powders of aluminum alloy. When a material with such defects is loaded, plastic flow is localized in those planes in which the density of these defects is high. The plasticity resource of a composite in such localization planes (bands) is quickly exhausted, and defects, being high stress concentrators, grow to cracks. True, the position of the maximum strength of the composite in this case shifts toward the large tested strains - an increase in the diameter of the sintering necks between the particles of the matrix affects.

Таким образом, оптимальным режимом получения спеченных прессовок (Al-12Si)-xSn при концентрации в них олова не более 40% следует считать спекание при 550±10 °С в течение 40–60 минут с последующим нагревом брикетов до 570±5 °С и выдержкой их при указанной температуре до 30 минут. В этом случае пористость спеченных образцов остаётся низкой, а поры равномерно распределены по их объёму. В то же время зёрна матрицы остаются относительно мелкими и, следовательно, расстояние между включениями олова как источниками твёрдой смазки сохраняется небольшим. Thus, sintering at 550 ± 10 ° С for 40–60 minutes with subsequent heating of briquettes to 570 ± 5 ° С should be considered the optimal mode for producing sintered (Al-12Si) -xSn compacts at a tin concentration of not more than 40% holding them at the indicated temperature for up to 30 minutes. In this case, the porosity of the sintered samples remains low, and the pores are evenly distributed over their volume. At the same time, the grains of the matrix remain relatively small and, therefore, the distance between the inclusions of tin as sources of solid lubricant is kept small.

Для увеличения пластичности и прочности спечённых прессовок необходимо устранить остаточную пористость и улучшить адгезионное взаимодействие между фазами, особенно в местах присутствия между ними исходных оксидных плёнок. Поскольку оксидные плёнки хрупкие, то для разрушения их требуется небольшая деформация зёрен матрицы. Одновременно такая деформация зёрен при высоком гидростатическом давлении позволит устранить остаточные поры за счёт затекания в них окружающего материала и более плотной переукладки частиц твёрдой фазы. To increase the ductility and strength of the sintered compacts, it is necessary to eliminate the residual porosity and improve the adhesive interaction between the phases, especially in the presence of the initial oxide films between them. Since the oxide films are brittle, their destruction requires a slight deformation of the matrix grains. At the same time, such a deformation of grains at high hydrostatic pressure will make it possible to eliminate residual pores due to leakage of the surrounding material into them and a denser repacking of particles of the solid phase.

С указанной целью спечённые прессовки подвергались уплотнению в закрытом штампе при температуре 200 и 250 °С, то есть, при температуре выше и ниже плавления олова. Величина давления прессования в 3 раза превышала предел текучести литого сплава Al-12Si. В результате пористость спечённых композитов после допрессовки в закрытом штампе была близкой к нулю, поэтому использование более высокого давления прессования нецелесообразно. For this purpose, the sintered compacts were densified in a closed die at a temperature of 200 and 250 ° C, that is, at a temperature above and below the melting of tin. The pressing pressure was 3 times higher than the yield strength of the cast Al-12Si alloy. As a result, the porosity of the sintered composites after extrusion in a closed die was close to zero; therefore, the use of a higher pressing pressure is impractical.

На фиг. 3 приведены кривые сжатия спеченных (550 °С (60 мин) + 570 °С;10 мин) композитов (Al-12Si)-хSn после горячего доуплотнения (ГД) при 200 и 250 °С. In FIG. Figure 3 shows the compression curves of sintered (550 ° С (60 min) + 570 ° С; 10 min) composites (Al-12Si) -xSn after hot compaction (HD) at 200 and 250 ° С.

Прочность уплотнённых при 200 °С спеченных прессовок в области малых деформаций оказалась незначительно выше, из-за более сильного деформационного упрочнения матрицы, но общая пластичность ниже, чем у спеченных прессовок уплотненных при 250 °С, то есть при температуре выше плавления олова. Это естественно, так как между жидким оловом и твёрдыми зёрнами алюминиевого сплава под давлением устанавливается более прочная адгезионная связь, чем между этими же фазами, находящимися в твёрдом состоянии.The strength of the sintered compacts compacted at 200 ° C in the region of small deformations was slightly higher due to the stronger strain hardening of the matrix, but the overall ductility is lower than that of sintered compacts compacted at 250 ° C, that is, at a temperature above tin melting. This is natural, since a stronger adhesive bond is established between liquid tin and solid grains of an aluminum alloy under pressure than between the same phases that are in a solid state.

Интенсивность изнашивания I_h [мкм/м] при сухом трении спеченных и подвергнутых ГД композитов (Al-12Si)-xSn приведены в таблице. Приведённые данные показывают влияние давления трения и содержания олова на величину I_h при сухом трении уплотнённых при 200 и 250 °С спечённых композитов. Скорость скольжения 0,6 м/сек. Ошибка измерения приведённых в таблице величин I_h составляет ± 0,02 [мкм/м]. Из данных таблицы следует, что уплотнение спечённых композитов в присутствии расплавленного олова более благоприятно сказывается на повышении их износостойкости при сухом трении. Особенно это заметно при повышенном давлении. The wear rate I _h [μm / m] during dry friction of sintered and HD-subjected composites (Al-12Si) -xSn are given in the table. The data presented show the effect of friction pressure and tin content on the value of I _h during dry friction of sintered composites sealed at 200 and 250 ° С. Sliding speed 0.6 m / s. The measurement error of the values given in the table of I _h is ± 0.02 [μm / m]. From the table it follows that compaction of sintered composites in the presence of molten tin more favorably affects the increase in their wear resistance during dry friction. This is especially noticeable with high pressure.

Таблица Table

№
п/пNo.
p / p Содержание олова, % вес.The content of tin,% weight. Давление, МПа Pressure, MPa 11 33 44 55 11 1010 0,110.11 0,190.19 0,260.26 0,340.34 22 2020 0.10/0,14^* 0.10 / 0.14 ^* 0.16/0,180.16 / 0.18 0,23/0,230.23 / 0.23 0,21/0,250.21 / 0.25 33 30thirty 0,130.13 0,160.16 0,220.22 0,210.21 44 4040 0,10/0,120.10 / 0.12 0,14/0,190.14 / 0.19 0,21/0,240.21 / 0.24 0,18/0,280.18 / 0.28

*в знаменателе указаны свойства композитов, прессованных при 200 °С.* the denominator indicates the properties of composites pressed at 200 ° C.

Пример. Example.

Рассмотрим способ конкретного выполнения изобретения на примере композиционного сплава (Al-12Si)-40Sn. Распылённые порошки силумина Al-12Si и порошки олова марки ПО 2 в весовой пропорции 60/40 смешивались в конусном смесителе в течение часа. Затем из полученной смеси прессовались цилиндрические образцы диаметром 20 мм и высотой 10 мм. Масса навески подбиралась таким образом, чтобы пористость прессовки с указанными габаритами составляла 10-15%. Пористость прессовки (П) определялась по формуле П = (ρ_теор‒ρ)/ρ_теор, где ρ и ρ_теор – соответственно, текущая и теоретическая плотность КМ. Текущую плотность сырой, а затем спечённой или доуплотнённой прессовки определяли путём определения её массы на весах не ниже второго класса точности и деления полученной величины на объём прессовки, определённый путём обмера её габаритов. Consider the method of a specific implementation of the invention by the example of composite alloy (Al-12Si) -40Sn. Atomized Al-12Si silumin powders and PO 2 tin powders in a 60/40 weight ratio were mixed in a cone mixer for an hour. Then, cylindrical samples with a diameter of 20 mm and a height of 10 mm were pressed from the resulting mixture. The weight of the sample was selected so that the porosity of the compact with the indicated dimensions was 10-15%. Pressing porosity (P) was determined by the formula P = (ρ _theory ‒ρ) / ρ _theory , where ρ and ρ _theory are, respectively, the current and theoretical density of CM. The current density of the raw and then sintered or compacted compact was determined by determining its mass on weights no lower than the second accuracy class and dividing the obtained value by the compact volume determined by measuring its dimensions.

Сырую прессовку помещали в вакуумную печь марки СНВЭ с остаточным давлением воздуха не более 10^-2 Па и нагревали до 550 ºС. После выдержки при указанной температуре в течение 50 минут температуру в печи плавно, чтобы не проскочить точку плавления эвтектики Al-12Si, поднимали до 570 Сº и выдерживали прессовку при данной температуре 10 минут. The crude compact was placed in a SNVE brand vacuum furnace with a residual air pressure of not more than 10 ^-2 Pa and heated to 550 ºС. After exposure at the indicated temperature for 50 minutes, the temperature in the furnace was gradually raised so that the melting point of the Al-12Si eutectic did not slip, it was raised to 570 ° C and pressed for 10 minutes.

Полученную спеканием прессовку нагревали в открытой печи типа СНОЛ до 250 ºС и помещали её в подогретую до 100-150 ºС ту же самую закрытую пресс-форму, в которой она формировалась перед спеканием. ГД спечённой прессовки проводили на гидравлическом прессе при давлении 3-кратно превосходящем напряжение течения литого сплава марки АК 12. Obtained by sintering, the compact was heated in an open furnace of the SNOL type to 250 ºС and placed in the same closed mold heated to 100-150 ºС in which it was formed before sintering. DG sintered pressing was carried out on a hydraulic press at a pressure 3 times higher than the flow stress of cast alloy grade AK 12.

Из уплотнённой заготовки вырезали образцы для испытаний на сжатие и определения интенсивности их изнашивания при сухом трении. Сжатие образцов осуществляли на машине типа Instron со скоростью 0,5 мм/мин. Испытания показали, что прочность спеченных образцов сплава (Al-12Si)-40Sn после ГД в закрытом штампе при 200 ºС возросла с 55 МПа до 110 МПа, и выросла до 120 МПа после ГД при 250 ºС. Отметим, что прочность последнего образца соответствует прочности литого образца сплава Al-12Si, определённой по правилу идеальной смеси, учитывающей вклада олова. Пластичность материала после ГД также заметно возросла (Фиг. 2 и 3). В прототипе аналогичные значения прочности у сплава с 40% олова были получены только после 3-кратной его обработки методом равноканального углового прессования. Samples for compression tests and determination of their wear rate during dry friction were cut from a compacted billet. Compression of the samples was carried out on an Instron machine at a speed of 0.5 mm / min. Tests have shown that the strength of sintered alloy samples (Al-12Si) -40Sn after HD in a closed die at 200 ºС increased from 55 MPa to 110 MPa, and increased to 120 MPa after HD at 250 ºС. Note that the strength of the last sample corresponds to the strength of the cast sample of Al-12Si alloy, determined by the rule of an ideal mixture, taking into account the contribution of tin. The ductility of the material after HD also increased markedly (Fig. 2 and 3). In the prototype, similar strength values for an alloy with 40% tin were obtained only after 3 times processing it by equal channel angular pressing.

Испытания материала на износостойкость проводили по схеме «палец-диск» на машине Tribotech (Франция), диск изготавливали из малоуглеродистой стали, закалённой до твёрдости 47 HRc. Поверхности трения образца и диска перед испытаниями шлифовали на мелкой наждачной бумаге, а затем полировали на сукне с нанесённой алмазной пастой, содержащей абразивные частицы не более 1 мкм в поперечнике. После полировки поверхности трения промывались ацетоном. The material was tested for wear resistance according to the “finger-disk” scheme on a Tribotech machine (France); the disk was made of mild steel hardened to a hardness of 47 HRc. Prior to testing, the friction surfaces of the sample and disk were polished on fine sandpaper, and then polished on a cloth coated with diamond paste containing abrasive particles no larger than 1 μm across. After polishing, the friction surfaces were washed with acetone.

Фрикционный контакт образцов с диском осуществлялся в жёстких условиях без использования жидких смазок. Интенсивность изнашивания КМ определяли по формуле I_h = Δh/L [мкм/м], где Δh – изменение высоты образца в микрометрах при прохождении пути трения длиной L в метрах. Испытательная машина имела встроенный процессор, который по величине измеряемого момента трения рассчитывал величину коэффициента трения (μ) каждую секунду. По изменению его величины определяли окончание режима притирки пары трения. Этому моменту соответствовал выход на режим трения с постоянной величиной коэффициента μ. Начальную высоту образца замеряли только после стабилизации режима трения. Friction contact of the samples with the disk was carried out in harsh conditions without the use of liquid lubricants. The wear rate of the CM was determined by the formula I _h = Δh / L [μm / m], where Δh is the change in the height of the sample in micrometers during the passage of the friction path length L in meters. The testing machine had an integrated processor, which calculated the value of the coefficient of friction (μ) every second from the measured moment of friction. By changing its value, the end of the grinding-in regime of the friction pair was determined. The exit to the friction regime with a constant value of the coefficient μ corresponded to this moment. The initial height of the sample was measured only after stabilization of the friction regime.

Испытания КМ на интенсивность их изнашивания начинались при давлении на поверхности трения 1 МПа. По прохождении образцом около 1000 м, измеряли его высоту. Затем давление на поверхность трения увеличивали до 3 МПа и поддерживали его до тех пор, пока образец не пройдёт следующую 1000 метров. Высоту образца снова замеряли и испытания повторялись при 4, а затем и при 5 МПа. При более высоких давления испытания не проводили из-за сильного разогрева поверхности трения и размягчения составляющих её слоёв материала. В прототипе при определении износостойкости сплавов системы Al-Sn при сухом трении давления выше 5 МПа также не использовали ввиду интенсивного изнашивания образцов. KM tests for their wear rate began at a pressure on the friction surface of 1 MPa. After passing the sample about 1000 m, measured its height. Then the pressure on the friction surface was increased to 3 MPa and maintained until the sample passed the next 1000 meters. The height of the sample was again measured and the tests were repeated at 4, and then at 5 MPa. At higher pressures, tests were not carried out due to the strong heating of the friction surface and the softening of its constituent material layers. In the prototype, when determining the wear resistance of Al-Sn system alloys with dry friction, pressures above 5 MPa were also not used due to the intensive wear of the samples.

Измерения показали, что с ростом давления на поверхности трения интенсивность изнашивания КМ (Al-12Si)-40Sn также возрастает. При росте давления с 1 МПа до 5 МПа, величина I_h у уплотнённого при 250 ºС КМ выросла с 0,10±0,02 до 0,18±0,02 [мкм/м]. В прототипе аналогичные значения интенсивности изнашивания у сплава с 40% олова были получены только после многократной его обработки методом равноканального углового прессования. Интенсивность изнашивания уплотнённого при 200 ºС образца была существенно выше и достигала при 5 МПа 0,28±0,02 [мкм/м]. The measurements showed that with increasing pressure on the friction surface, the wear rate of the (Al-12Si) -40Sn CM also increases. With an increase in pressure from 1 MPa to 5 MPa, the value of I _h for the compacted at 250 ° C KM increased from 0.10 ± 0.02 to 0.18 ± 0.02 [μm / m]. In the prototype, similar values of the wear rate of an alloy with 40% tin were obtained only after repeated processing by the method of equal channel angular pressing. The wear rate of the sample densified at 200 ºС was significantly higher and reached 0.28 ± 0.02 [μm / m] at 5 MPa.

На основании приведённых данных делается следующий вывод. Based on the data presented, the following conclusion is made.

Композиционный материал на основе двухфазных сплавов Al-Sn с легированной алюминиевой матрицей заявляемого количественного состава, полученный по предлагаемому способу, включающем формирование порошковой прессовки, двухступенчатое спекание и последующую ее обработку давлением, обладает улучшенными триботехническими свойствами за счет: A composite material based on two-phase Al-Sn alloys with a doped aluminum matrix of the claimed quantitative composition, obtained by the proposed method, including the formation of powder pressing, two-stage sintering and its subsequent pressure treatment, has improved tribological properties due to:

- достижения большего содержания олова с сохранением связанности алюминиевой матрицы; - achieving a higher tin content while maintaining the cohesion of the aluminum matrix;

- формирования беспористой структуры с прочными межфазными границами между алюминиевой и мягкой оловянной фазами. - the formation of a non-porous structure with strong interphase boundaries between the aluminum and soft tin phases.

Claims

1. Wear-resistant composite material based on aluminum, containing silicon and tin, characterized in that it contains aluminum in the form of a matrix doped with 12% silicon, while the mass content of tin in the composite is 10-40% relative to the weight of the matrix.

2. The material according to claim 1, characterized in that it is obtained from an Al-12Si alloy powder sprayed in an atmosphere of chilled nitrogen.

3. The method of producing a composite material based on aluminum according to claim 1, comprising preparing a mixture of the starting powders, forming a compact, sintering followed by compaction, characterized in that the forming of the compact is carried out to a porosity of 10-15%, sintering is carried out using a 2-stage heating, first at a temperature of 550 ± 10 ° С, then the temperature is increased to 570 ± 5 ° С and maintained at the indicated temperature, after which the sintered compact is subjected to compaction to a porosity of less than 1% in a closed die at a temperature yshe tin melting temperature.

4. The method according to p. 3, characterized in that the compact is sintered at a temperature of 550 ± 10 ° C, preferably within 40-60 minutes.

5. The method according to p. 3, characterized in that the compact is sintered at a temperature of 570 ± 5 ° C with holding, preferably for 10-30 minutes.

6. The method according to p. 3, characterized in that the sintered compact is subjected to compaction at a temperature of 250 ° C.