Износостойкий антифрикционный материал на основе двухфазного сплава Al-Sn, легированного железом, и способ его получения
WEAR-RESISTANT ANTIFRICTION MATERIAL BASED ON A TWO-PHASE AL-SN ALLOY ALLOYED WITH IRON, AND A METHOD FOR ITS PRODUCTION

Изобретение относится к области порошковой металлургии сплавов на основе алюминия, используемых в узлах трения скольжения.
Известен антифрикционный сплав на основе алюминия из патента РФ 2441931, C22C 21/00, опубл. 10.02.2012 [1].
Изобретение относится к области металлургии металлических материалов с высокими антифрикционными и прочностными свойствами, используемыми при изготовлении подшипников скольжения. Антифрикционный сплав на основе алюминия содержит компоненты при следующем соотношении, мас. %: свинец 13,5-15,5, олово 4,5-5,5, медь 0,5-1,5, индий 0,5-1,5, висмут 0,5-1,3, алюминий - остальное. Получается сплав с высокими антифрикционными характеристиками.
Также известен антифрикционный сплав на основе алюминия из патента РФ 2643284, C22C 21/10, C22C 21/06, опубл. 31.01.2018 [2], который может быть использован для изготовления деталей, работающих в условиях трения скольжения.
Изобретение относится к области металлургии литейных сплавов, в частности антифрикционных сплавов на основе алюминия. Антифрикционный сплав на основе алюминия содержит, мас %: кремний <1,2; медь 0,7-1,1; магний 3,5-5,5; цинк 4,0-5,5; олово 3,5-4,5; марганец <1,0; титан 0,05-0,25; кремний <1,2; железо <1,2; алюминий остальное. По второму варианту сплав на основе алюминия содержит, мас. %: кремний <1,2; медь 0,7-1,1; магний 3,5-5,5; цинк 4,0-5,5; олово 3,5-4,5; марганец <1,0; цирконий 0,05-0,25; кремний <1,2; железо <1,2; алюминий остальное. При этом в обоих вариантах прочих примесей каждой в отдельности содержится не более 0,2%, а сумма всех примесей не должна превышать 1,2%. Техническим результатом изобретения является снижение металлоемкости, повышение надежности и стабильности работы деталей.
Известен антифрикционный алюминиевый литейный сплав для монометаллических подшипников скольжения из патента РФ 2702531, C22C 21/16, C22C 21/18, опубл. 08.10.2019 [3].
Изобретение относится к области металлургии, в частности к производству антифрикционных алюминиевых литейных сплавов с высокими трибологическими и прочностными характеристиками, используемыми в машиностроении при изготовлении монометаллических подшипников скольжения. Антифрикционный алюминиевый литейный сплав для монометаллических подшипников скольжения содержит, мас. %: олово 4,5-8, свинец 2-4, медь 3,5-4,5, кремний 0,6-1,0, цинк 2,0-3,0, магний 1,5-2,5, титан 0,03-0,2, хром 0,8-1,2, алюминий - остальное. Сплав характеризуется высокими значениями нагрузки задира, площади приработки, предела прочности, относительного удлинения и твердости сплава при снижении средней удельной нагрузки.
Известен способ получения износостойкого антифрикционного сплава из патента РФ 2552208, C22F 1/04, C22C 1/04, C22C 21/00, B22F 3/24, опубл. 10.06.2015 [4].
Изобретение относится к области порошковой металлургии сплавов на основе алюминия, используемых в подшипниках скольжения. Способ получения антифрикционного износостойкого сплава на основе алюминия включает получение 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 сплава с сохранением ориентации плоскости течения материала во время пластической обработки при интенсивности деформации не менее 100%. Техническим результатом изобретения является обеспечение максимальной износостойкости сплава при сухом трении.
Известны износостойкий композиционный материал на основе алюминия и способ его получения из патента РФ 2714005, C22C 21/02, B22F 3/16, B22F 3/24, 11.02.2020 [5].
Изобретение относится к области порошковой металлургии, а именно к композиционным материалам (КМ) с алюминиевой матрицей, используемым в узлах трения скольжения. Износостойкий композиционный материал на основе алюминия содержит кремний и олово, при этом он содержит алюминий в виде матрицы, легированной 12% кремния, а массовое содержание олова в композите составляет 10-40% по отношению к весу матрицы. Способ получения композиционного материала на основе алюминия включает приготовление смеси исходных порошков, формирование прессовки, спекание с последующим ее уплотнением. При этом формование прессовки проводят до пористости 10-15%, спекание осуществляют с использованием 2-ступенчатого нагрева, сначала при температуре 550±10°С, затем температуру повышают до 570±5°С и выдерживают при указанной температуре, после чего спечённую прессовку подвергают уплотнению до пористости менее 1% в закрытом штампе при температуре выше температуры плавления олова. Изобретение направлено на получение композиционного материала на основе алюминия, обладающего улучшенными триботехническими свойствами, в частности, повышенной прочностью и износостойкостью.
Технической задачей настоящего изобретения является разработка износостойкого антифрикционного материала на основе двухфазных сплавов Al-Sn, легированных железом, и способа его получения.
Реализация предлагаемого изобретения позволяет достичь значительного улучшения механических и триботехнических свойств материала за счёт:
а) высокой концентрации твёрдых частиц алюминидов железа;
б) сохранения связанности зёрен алюминиевой матрицы при большом содержании олова;
в) уплотнения спечённых образцов с целью формирования в них беспористой структуры с прочными межфазными границами.
Указанный технический результат достигается тем, что износостойкий антифрикционный композиционный материал на основе алюминия содержит олово, при этом он дополнительно содержит железо, которое с алюминием при спекании образует частицы твёрдых алюминидов железа, при следующем соотношении исходных компонентов, масс. %: олово 30-49; железо 5,5-13,4; алюминий остальное.
Наиболее предпочтительным является состав сплава, при котором содержание олова 37-39 масс. %.
Указанный технический результат достигается также тем, что способ получения композиционного материала на основе алюминия включает приготовление смеси порошка из порошковых компонентов, формирование прессовки, двухступенчатое спекание с последующим ее уплотнением, при этом формирование прессовки проводят до пористости 10±2 %, спекают сначала при температуре 530±5°С, затем температуру спекания повышают до 570-710°С и выдерживают при указанной температуре, после чего спечённую прессовку подвергают уплотнению под давлением 300±5 МПа в закрытом штампе.
Прессовку спекают в безокислительной атмосфере при температуре 530±5°С, предпочтительно, в течение 45-60 минут, а затем при температуре 570-710°С с выдержкой около 60 минут, по окончании спекания прессовку подвергают уплотнению при температуре 250°С до пористости менее 1%.
Раскрытие сущности изобретения.
Основным недостатком алюминиевых сплавов является их склонность к схватыванию со стальным контртелом при граничном или сухом трении, возникающем при нарушении масляной плёнки. С целью его предотвращения в алюминий вводят олово, способствующее повышению давления схватывания, и свинец, образующий на поверхности трения «мыла» при взаимодействии с маслом. С ростом концентрации данных металлов интенсивность схватывания снижается.
Однако, несмотря на их положительный антифрикционный эффект, содержание Sn и Pb в алюминии ограничивают. Например, ГОСТ 14113-78 предлагает использовать в качестве подшипниковых материалов сплавы системы Al-Sn с концентрацией олова до 20% (~10% об.) при скоростях скольжения до 20 м/с и давлении до 30 МПа. Ограничения по концентрации олова и свинца обусловлены тем, что указанные компоненты не растворяются в твёрдом алюминии. При кристаллизации расплава они оттесняются на периферию растущих алюминиевых зёрен в виде тонких прослоек, ослабляя связь между зёрнами и понижая несущую способность матрицы. По указанной причине сплавы с высоким содержанием олова рекомендуется использовать в виде тонких покрытий на прочных подшипниковых вкладышах. Механические свойства сплавов Al-Sn улучшаются, если оловянные прослойки удаётся разбить на отдельные включения, но при содержании олова более чем указано в ГОСТе сделать это не удаётся при любых условиях. С целью изготовления прочных монометаллических подшипников, в состав указанных сплавов дополнительно вводят различные упрочняющие алюминиевую матрицу элементы - медь, цинк, магний, а также кремний и переходные металлы, образующие при взаимодействии с алюминием твёрдые интерметаллические частицы.
Известно, что если сплавы Al-Sn получать не литьём, а путём спекания смеси порошков чистых металлов, то приходящееся на одно зерно матрицы число ближайших соседей становится меньше 2-х только при объёмной доле олова выше 20% (>40% масс). При меньшем содержании олова несущая способность алюминиевого каркаса сохраняется, и наилучшую износостойкость при сухом трении по стали демонстрирует сплав Al-40Sn [4].
После спекания алюминиевая матрица находится в отожжённом состоянии, и композиты Al-Sn демонстрируют низкую прочность и твёрдость. Однако если их подвергнуть упрочняющей интенсивной обработке типа РКУП, то указанные механические характеристики вырастают более чем в два раза. При этом надо учесть, что температура рекристаллизации алюминия относительно низкая, прочность и твёрдость деформационно-упрочнённого изделия при его нагреве постепенно снижаются. Поэтому с целью замедлить процессы низкотемпературного отпуска в [5] было предложено матрицу из чистого алюминия заменить матрицей из силумина. Данные сплавы демонстрировали хорошую износостойкость и сохраняли работоспособность при давлении на поверхности трения до 5 МПа, поэтому материал с матрицей состава Al-Si выбран нами в качестве прототипа [5].
Для его получения распылённые порошки Al-12Si смешивали с порошками олова, прессовали, а затем спекали при температуре 570°С. Было установлено, что композиты с матрицей из силумина демонстрируют при сухом трении по стали более высокую износостойкость, чем спеченные сплавы Al-Sn с тем же содержанием олова. Наименьшая скорость их изнашивания наблюдалась при содержании около 40% олова.
К недостаткам данного материала следует отнести плохую прессуемость порошковой смеси из-за низкой пластичности алюминиевых порошков с высоким содержанием твёрдого кремния и невозможность спекать полученные брикеты с целью их уплотнения при температуре выше указанной, по причине расплавления матрицы при эвтектической температуре 577°С. Также во время спекания порошковых прессовок олово проникало на границы между алюминиевыми зёрнами и инициировало процесс их перекристаллизации через жидкую фазу. Вследствие продвижения фронта перекристаллизации частицы кремния оказывались в прослойках олова и плохо им смачивались. Наличие таких слабых межфазных участков отрицательно сказывалось на износостойкости полученного спеканием материала.
По этой же причине введение в состав спекаемых смесей твёрдых порошков типа карбидов или оксидов также оказывается малоэффективным, поскольку олово плавится при относительно низкой температуре и, растекаясь по прессовке, изолирует введённые твёрдые частицы от алюминиевой матрицы прежде, чем между ними установятся прочные адгезионные границы. Окружённые плохо их смачивающим оловом твёрдые частицы слабо удерживаются в материале и легко вырываются с поверхности трения при контакте с твёрдым контртелом. Введение в спекаемую смесь большого числа твёрдых частиц не целесообразно, поскольку они образуют непрерывные цепочки и, упираясь друг в друга, препятствуют уплотнению прессуемых и спекаемых образцов, а также интенсивно повреждают поверхность контртела при сухом и граничном трении.
С учётом известных недостатков композитов системы Al-Si-Sn, авторы предлагают в качестве источников твёрдых частиц в сплавах Al-Sn использовать не порошки силуминов, а добавлять в спекаемую смесь порошков Al и Sn порошки железа, образующие при взаимодействии с алюминием соединение Al3Fe. В нём на каждый атом железа приходится 3 атома алюминия, следовательно, объём новой интерметаллидной фазы после спекания будет превышать объём исходного железа примерно в 4 раза. В то же время, исходная смесь будет состоять из порошков чистых металлов Al, Sn и небольшого количества порошков железа. Смесь из таких пластичных порошков хорошо прессуется и уплотняется.
Тугоплавкое соединение Al3Fe образуется при температуре много ниже точки плавления алюминиевой матрицы, и его многочисленные частицы повышают вязкость материала, что позволяет спекаемым образцам не терять заданной формы даже при расплавлении Al матрицы. Возможность спекать при высокой температуре позволяет получать материалы с малой остаточной пористостью, для удаления которой будет достаточно простого обжатия образцов в закрытой пресс-форме, не прибегая к методам интенсивной пластической обработки давлением типа прокатки или экструзии.
Изобретение иллюстрируется фигурами 1-3.
На фиг 1 представлена структура спеченного композита Al-7Fe-38Sn. Температура спекания - 400°С (а); 530°С (б). Время выдержки - 60 мин. Светлая фаза - олово.
На фиг. 2 представлена дифрактограмма композита Al-7Fe-38Sn, спеченного при 530°С (60 мин).
На фиг 3 представлены кривые сжатия спечённых при различных температурах образцов из материала прототипа и композита Al-7Fe-38Sn, подвергнутых последующему горячему прессования (ГП) при 250°С.
Изобретение осуществляется следующим образом
Получение брикетов под горячее прессование в закрытом штампе.
Порошки олова марки ПО 2 в количестве 30-49% масс., порошки железа марки ПЖ-4 в количестве 5,5-13,4% масс. и порошки алюминия марки АСД-4 - остальное, смешивали до однородного состояния, а затем прессовали из них брикеты с пористостью 8-12%. Брикеты помещали в печь и выдерживали в безокислительной атмосфере при температуре 530±5°С в течение 45-60 минут, а затем температуру спекания поднимали до 570, 620, 650, 680 или 710°С, соответственно, и выдерживали ещё 60 минут.
При спекании брикетов с большей исходной пористостью наблюдалась их значительная и неравномерная усадка, приводящая к существенному искажению их исходной формы и размеров и ухудшению качества поверхности. В плотных прессовках образуется много закрытых пор, заполненных захваченными из атмосферы газами. При жидкофазном спекании сжатый в порах газ препятствует усадке образцов. В результате, после спекания брикеты содержат много крупных остаточных пор, значительно снижающих прочность и пластичность материала. В брикетах с оптимальной исходной пористостью поры были мелкими и равномерно распределенными по объему образца, их объёмная доля в спечённых образцах не превышала исходную более чем на 3%.
Растекание олова по прессовке контролируется интенсивностью растворения в нём атомов алюминия, сопровождающегося уменьшением угла смачивания частиц твёрдой фазы жидкостью. При температуре 530°С оно завершается в течение 45-60 минут в зависимости от степени окисленности и дисперсности алюминиевого порошка. При температуре ниже 530°С время растекания увеличивается, а при более высокой температуре часть образующейся жидкости не успевает растечься и выпотевает из прессовки.
Образующийся расплав хорошо смачивает частицы железа, и содержащиеся в нём атомы алюминия диффундируют в порошинки железа, образуя соединение Al3Fe. Объём решёток железа и алюминида железа существенно отличается, поэтому по мере роста на поверхности исходных порошинок железа слоя продуктов реакции в нём нарастают напряжения, которые приводят к растрескиванию хрупкого слоя алюминидов (фиг. 1а). Окружающий расплав проникает в образовавшиеся трещины и обеспечивает дальнейшее быстрое протекание сплавообразования. В результате на месте исходных порошинок железа образуется агломерат из мелких частиц Al3Fe, окружённых расплавом олова (фиг. 1б). Время выдержки 45-60 минут при указанной температуре оказалось достаточным, чтобы полностью прореагировали даже самые крупные железные порошинки, что подтверждают как металлографические наблюдения, так и рентгенофазовый анализ спечённых брикетов (фиг. 2).
Объём решётки алюминидов Al3Fe превосходит объём решётки железа на 4,26%. Поэтому образующиеся частицы новой фазы занимают больший объём, чем исходные порошинки железа, и раздвигают окружающие порошки алюминия. В результате образцы после спекания при 530°С имеют несколько большую пористость, чем сырые прессовки. После завершения процесса сплавообразования между железом и алюминием фазовая структура композита стабилизируется и в образцах Al-Fe-Sn с разным исходным содержанием железа она отличается только числом агломератов.
Структура мало меняется при повышении температуры спекания до 570°С (то есть, до температуры спекания прототипа) из-за низкой растворимости алюминидов в жидком олове. Механические испытания спечённых при данной температуре образцов показали, что прочность и пластичность нового композиционного материала состава Al-7Fe-38Sn при содержании в нём 7 % (5 ат. %) железа не уступают и даже превосходят аналогичные характеристики спечённых образцов прототипа (Табл. 1).
Таблица 1. Влияние температуры спекания и последующего горячего прессования (ГП) при 250°С на механические свойства композита Al-7Fe-38Sn.
Режимы получения
Механические свойства
Интенсивность изнашивания, мкм/м
σ<sub>0.2</sub>,МПа
σ<sub>2</sub>,МПа
σ<sub>B</sub>,МПа
δ,%
Давление, МПа
1
3
4
5
570°C;1 ч
61
76
81
> 30
0,13/0,49
0,33/0,39
0,42/0,37
0,55/0,29
570°C;1 ч + ГП
100
123
126
> 30
0,12/0,55
0,22/0,38
0,25/0.36
0,28/0,33
590°C;1 ч + ГП
100
123
128
> 30
0,13/0,43
0,18/0,38
0,25/0,37
0,30/0,31
620°C;1 ч
61
81
98
> 30
0,15
0,26
0,28
0,33
620°C;1 ч + ГП
93
113
123
> 30
0,13/0,55
0,19/0,35
0,23/0,32
0,24/0,29
650°C;1 ч + ГП
90
106
119
> 30
0,13
0,19
0,25
0,26
680°C;1 ч + ГП
90
112
123
> 30
0,14
0,20
0,26
0,29
710°C;1 ч
54
67
76
> 30
0,17
0,24
0,25
0,28
710°C;1 ч + ГП
84
106
122
> 30
0,12/0,52
0,17/0,36
0,21/0,34
0,22/0,32
Прототип (Al-12Si)-40Sn
570°C;1 ч
48
66
80
≈ 14
0,20
0,41
0,63
треснул
570°C;1 ч + ГП
91
114
119
≈ 18
0,12
0,18
0,23
0,24/0,25
Спечённые материалы, как правило, содержат поры и участки границ с плохим прилеганием фаз, поэтому их механические свойства уступают свойствам литых аналогов. Часть указанных дефектов исчезает при увеличении времени или температуры спекания, хотя структура материала при этом огрубляется. Однако материал прототипа спекать при температуре выше 577°С нельзя ввиду образования в спекаемых образцах большого количества жидкой Al-Si фазы эвтектического состава в дополнение к жидкому олову. Содержащиеся же в заявляемом материале алюминиды железа слабо растворяются в жидком олове, их объём остаётся практически постоянным, что позволяет увеличить температуру спекания прессовок.
Растворимость атомов алюминия в жидком олове возрастает при повышении температуры спекания. Порошинки алюминия при частичном их растворении в расплаве выходят из зацепления и могут перегруппировываться в конфигурацию с более плотной упаковкой. В результате объём пор, содержащихся в спекаемых прессовках, сокращается, образцы усаживаются, а плотность материала повышается. Однако, как следует из Табл. 1, одно лишь повышение температуры спекания смеси Al-7Fe-38Sn к существенному улучшению механических свойств материала не приводит. Более того, они даже несколько снижаются после спекания при температуре 680°С, которая немного выше плавления (660°С) алюминиевой матрицы.
Значительное улучшение механических свойств спечённых образцов прототипа наблюдалось после их горячей допрессовки в закрытой пресс-форме при температуре 250°С (Табл. 1). В результате уплотнения давлением композита с матрицей Al-12Si его условный предел текучести увеличился практически в два раза, его пластичность также улучшилась. Допрессовку спечённых образцов Al-7Fe-38Sn, содержащих примерно такое же количество твёрдых частиц, что и образцы прототипа, осуществляли в аналогичных условиях. Из полученных результатов (Табл. 1) следует, что горячее уплотнение образцов с алюминидами железа также повышает их прочность и пластичность. Причём максимальная прочность достигается в образцах, спечённых при 570-620°С. Прочность образцов, спечённых при более высокой температуре, после допрессовки немного ниже, но при этом они демонстрируют лучшую пластичность и деформационную устойчивость. Это позволяет образцы с алюминидами железа подвергать осадке до больших деформаций, тогда как образцы из материала прототипа после осадки их на 5% начинают разупрочняться (фиг. 3).
Примерное равенство объёмных долей твёрдых и мягких фаз в алюминиевой матрице прототипа (Al-12Si)-40Sn и композита Al-7Fe-38Sn определило и их близкие способности сопротивляться истиранию при сухом трении по стальному контртелу (Табл. 1). Спекание композита с алюминидами железа при температуре выше плавления матрицы привело к незначительному дополнительному улучшению его износостойкости. Основным преимуществом спечённого композита Al-7Fe-38Sn перед прототипом является высокая механическая устойчивость образцов из данного материала при больших деформациях (фиг. 3), позволяющая успешно подвергать спечённые образцы различным видам механической обработки и формообразования.
Тот факт, что при наличии тугоплавких частиц Al3Fe образцы с большим содержанием олова можно нагревать до температур плавления алюминиевой матрицы и даже выше позволяет получать относительно плотные материалы с концентрацией железа 7% (5% ат.) и более.
Примеры конкретного выполнения.
В таблице 2 приведены примеры составов изученных композитов. Исследованию подвергались сплавы Al-Fe-Sn, концентрацию железа в которых увеличивали с 3 до 11 % ат. (с 4,2 до 14,6 % масс.), а содержание олова оставалось постоянным и оптимальным 13% ат. (≈ 20% об.). В дополнение был изучен сплав примера № 3, в котором варьировалось содержание олова в меньшую и большую сторону от оптимального (с 9,5 до 19 % ат.), при фиксированном содержании железа 5 % ат.
Таблица 2. Элементный состав (% ат./% масс) и теоретическая плотность спечённых сплавов системы Al-Fe-Sn
Эле-мент
Примеры составов сплава
1
2
3‒
3
3+
4
5
6
7
8
Sn
13/38,8
13/38,5
9,5/30,4
13/38,3
19/49
13/38
13/38
13/37,2
13/36,9
13/36,7
Fe
3/4,2
4/5,5
5/7,5
5/6,9
5/6,0
6/8,2
7/9,5
9/12,1
10/13,4
11/14,6
Al
Ост.
Ост.
Ост.
Ост.
Ост.
Ост.
Ост.
Ост.
Ост.
Ост.
ρ<sub>т</sub>, г/см<sup>3</sup>
3,71
3,76
3,57
3,80
4,16
3,84
3,89
3,96
4,0
4,05
Прессовки из сплавов, указанных в таблице 2 составов, спекали при 710°С с выдержкой 1 час, а затем подвергали горячей допрессовке при 250°С в закрытой пресс-форме с целью улучшения их механических свойств. Только образцы сплава № 1 не подвергались доуплотнению, так как во время спекания они теряли свою форму из-за недостаточной объёмной доли твёрдых частиц.
Далее из уплотнённых прессовок вырезались образцы для испытаний на износостойкость при сухом трении по стали с целью определения концентрационных границ железа, вводимого в смесь Al ‒ 13 % ат. Sn, в рамках которых интенсивность изнашивания спечённого композита была бы меньше или не выше, чем у прототипа, испытанного в аналогичных условиях. Полученные в ходе испытаний значения трибомеханических свойств композитов занесены в таблице 3.
Таблица 3. Прочность, пластичность и интенсивность изнашивания при сухом трении по стали спечённых при 710°С и уплотнённых при 250°С сплавов системы Al-Fe-Sn. V = 0,6 м/с. В скобках указаны коэффициенты трения
Номер сплава согласно примерам составов таблицы 2
Механические свойства
Интенсивность изнашивания, Ih[мкм/м]
σ<sub>0.2</sub>, МПа
σ<sub>2</sub>,МПа
σ<sub>B</sub>, МПа
δ, %
Давление трения, МПа
1
3
4
5
2
80
101
121
> 30
0,12
0,175
0,195
0,225
3-
98
112
117
> 30
0,185
0,275
0,31
0,32
3
84
106
122
> 30
0,12(0,52)
0.17(0,36)
0,21(0,34)
0.22(0,32)
3+
82
105
120
≈ 20
0,13
0,18
0,27
0,29
4
102
117
128
> 30
0,12
0,185
0,20
0,22
5
109
129
142
> 25
0,105
0,17
0,20
0,225
6
118
134
136
≈ 21
0,1(0,41)
0,15(0,40)
0,16(0,39)
0,195(0,33)
7
120
138
139
≈ 18
0,12(0,48)
0,18(0,37)
-/-
0,225(0,25)
8
151
164
167
≈ 15
0,13
0,19
0,245
0,255
(Al-12Si)-40Sn
91
114
119
≈ 18
0,12
0,18
0,23
0,24(0,25)
Из приведённых данных следует, что если атомную долю олова в спечённых композитах системы Al-Fe-Sn оставить постоянной (13%), то их прочность при увеличении концентрации железа растёт, а пластичность неуклонно снижается. Если же зафиксировать содержание железа, а концентрацию олова варьировать (сплав № 3), то видно, что отклонение её от оптимальной в большую сторону также приводит к ухудшению пластичности материала. В этом случае зёрна матрицы не могут сформировать непрерывный воспринимающий внешнюю нагрузку каркас из-за множества прослоек олова на границах. В отсутствии несущего каркаса деформируемый материал склонен к локализации пластического течения в прослойках и быстрому исчерпанию запаса их пластичности в полосах локализованного сдвига. Разделённые оловянными прослойками частицы Al3Fe также не образуют каркаса, способного воспринимать внешнюю нагрузку. Снижение концентрации олова ниже 13% ат. способствует повышению связанности зёрен матрицы и некоторому улучшению пластичности композита, до тех пор, пока хрупкие частицы Al3Fe не соединятся в непрерывные цепочки.
Однако помимо прочности и пластичности важной характеристикой подшипниковых материалов является их способность сопротивляться истиранию при фрикционном контакте со стальным контртелом. Наиболее быстро сравнительные результаты по их износостойкости получают при сухом трении, проведённом в одинаковых внешних условиях. Например, это позволяет сделать схема испытаний «палец-диск», получившая широкое распространение из-за простоты её исполнения. Испытания по данной схеме проводились при той же, что и испытания прототипа, скорости скольжения (0,6 м/с) и давлении (1-5 МПа). Радиус дорожки трения и размеры испытываемых образцов также были идентичными. Полученные результаты по износостойкости спечённых композитов системы Al-Fe-Sn приведены в таблице 3.
Из представленных здесь результатов испытаний композита с 5% ат. железа следует, что при фиксированном содержании фазы Al3Fe отклонение содержания олова от оптимального (13% ат.) приводит к существенному ухудшению триботехнических свойств спечённых композитов Al-Fe-Sn. Причём недостаток олова, несмотря на некоторое улучшение при этом пластичности материала, сказывается на ухудшении их износостойкости сильнее, чем его избыток.
При фиксированном оптимальном содержании олова увеличение концентрации железа до 9% ат. (12% масс.) приводит к плавному повышению износостойкости композитов во всём диапазоне исследованных давлений. Последующий рост концентрации железа начинает снижать способность композитов сопротивляться истиранию при сухом трении о стальное контртело, из-за чего интенсивность изнашивания композита с 10% ат. железа становится практически такой же, как и у прототипа. Композит с содержанием железа 11% ат (14,6% масс.) изнашивался уже с большей, чем прототип скоростью, хотя имел максимально высокую прочность среди испытанных образцов. Содержащиеся в нём алюминиды железа образовывали прочный, но хрупкий каркас, разрушающийся в местах стыков частиц при растягивающих или сдвигающих напряжениях, возникающих при сухом трении.