Москва, г. Москва и Московская область, Россия
с 01.01.2018 по 01.01.2022
Москва, Россия
УДК 621.89 Смазка
ББК 392 Железнодорожный транспорт
Целью настоящей работы было определение влияния различных модификаторов на триботехнические свойства сплава на основе алюминий-кремний. Установление наиболее оптимальных добавок в сплавах, которые бы позволили снизить коэффициент трения и увеличить удельную нагрузку, при которой наступает схватывание пар трения в сравнении с исходным материалом, а также определение их износостойкости. Методы исследования – проведение испытаний на трение и износ образцов на основе алюминий-кремний по схеме «плоскость (исследуемый образец) – торец втулки (сталь 40Х), а также проведения испытаний с подачей в зону трения свободного абразива по схеме: «плоский образец - образующая поверхность резинового диска». Результаты исследования и новизна – установлено влияние модификаторов в составе сплава алюминий-кремний на износостойкость и коэффициент трения при различных нагрузках и скоростях скольжения в паре трения со сталью. Выводы – получены закономерности изменения коэффициентов трения от давления и скорости, нагрузки заедания от скорости скольжения. Износостойкость образцов с различными включениями выше по сравнению с материалом основы.
коэффициент трения, нагрузка заедания, износ, смазка, абразивное изнашивание
Введение
Алюминиево-кремниевые (Al-Si) сплавы нашли широкое применение для изготовления поршней в дизельных двигателях локомотивов, благодаря малой плотности по сравнению с чугунными поршнями. Кремний, значительно тверже алюминия, и при содержании его более 20 масс.%, существенно повышаются механические свойства, твердость и износостойкость [1-2]. Однако в ряде случаев для измельчения структуры, повышения прочности и износостойкости в плавильную шихту вводят различные добавки. Детали двигателей тепловозов подвергаются износу при трении скольжении между поверхностью поршня и цилиндра. Установлено, что механические свойства сплава зависят от его микроструктуры, формы и размера частиц Si в первичной фазе [3-5]. По составу сплавы Al-Si подразделяются на три типа: доэвтектический <12 масс. %Si, эвтектический сплав с 12 масс. %Si и заэвтектический >12 масс. %Si. Основным недостатком использования заэвтектических сплавов Al-Si является образование крупных частиц Si в первичной фазе Si из-за низких скоростей охлаждения или плохих условий затвердевания [1,6-9]. При трении скольжении Al быстро изнашивается по сравнению с более твердым Si, что приводит к обнажению Si на поверхности [10], а затем и к выкрашиванию его, что может стать источником возникновения трещин [1,4,11]. Частицы кремния, в результате приработки выступают на поверхности алюминия, образуют микрорельеф, обеспечивают сохранение масляной пленки и низкий коэффициент трения [12,13]. Изменение процентного содержания в составе шихты 5-17 масс.% Si показало, что с увеличением его содержания, повышаются предел текучести и прочности при растяжении, твердость и износостойкость [14]. Поскольку механические свойства сплавов Al быстро снижаются при повышении температуры, добавление переходных элементов, таких как Cu и/или Ni, является ключевым аспектом для применений, требующих повышенной термостойкости [15-18]. В предыдущих исследованиях ряд авторов оценивали влияние добавок Ni в диапазоне от 0,5 до 4 мас. % [19-23] на доэвтектические литые сплавы Al-Si10 и Al-Si12, широко применяемые для головок цилиндров и поршней.
Целями настоящей работы являются снижение коэффициентов трения, повышение нагрузки схватывания в зависимости от скорости скольжения и износостойкости сплава алюминий-кремний в зависимости от состава вводимых добавок в шихту.
Материалы и методы исследований
В работе за основу приняты материалы сплава алюминий-кремний с различными модификаторами: исходный материал AK21 M2,5 H2,5 (АК21), AK21 + 0,08% Р (Сu3 Р), AK21+ 0,08% Р (МФ7), AK21 + 0,08% Р (МФ9), AK21 + 0,08% Р (МФ10), имеющими твердость 140 HV, 77 HV, 118 HV, 107 HV и 101 HV соответственно. Габаритные параметры каждого образца составляли 20×70×15 мм.
В качестве контробразца использовали втулку конструкционной углеродистой стали 45 с твердостью 49-54 HRC. Испытания на трение и износ выполняли по схеме «плоскость (исследуемый образец) - втулка» рис.1. Скорость перемещения и давление на образец изменялись ступенчато в интервале от 0,23 до 3,45 м/с и от 1,0 до 9,0 МПа соответственно. Металлографические исследования образцов выполняли на микротвердомере ПМТ-3 при нагрузке 0,98 Н, металлографическом микроскопе и цифровом микроскопе АМ226. В качестве смазочного материала использовали моторное масло ZIG 9X 5W-40.
Рис. 1. Схема трения «плоскость (исследуемый образец) - кольцо»:
- Ложемент; 2 – Образец; 3 – Контробразец;
- 4 – Оправка; 5 – Сопло для подачи масла
Fig.1. Friction scheme "plane (test sample) - ring":
- Lodgment; 2 - Sample; 3 - Counterblast;
- 4 - Mandrel; 5 - Oil supply nozzle
Испытания на износ с подачей в зону трения свободного абразива производили по схеме: «плоский образец - образующая поверхность резинового диска». В зону трения подавался кварцевый песок с размерами частиц от 0,2 до 0,6 мм. Испытания выполняли при нормальном атмосферном давлении и температуре. Нагрузка испытаний составляла 15 Н, продолжительность одного испытания составляла 10 минут. После каждого испытания образцы продували сухим сжатым воздухом от частиц абразива. Потерю массы образцов определяли на аналитических весах VIBRA HT-220CE. Величина износа определялась как средняя арифметическая по трем образцам.
Результаты и обсуждение
На рис. 1 (а, б) представлены результаты в виде зависимостей коэффициента трения от нормального давления и скорости перемещения. С увеличением нагрузки с 2,0 до 7,5 МПа коэффициент трения уменьшался с 0,10 до 0,055. Минимальный коэффициент трения 0,08-0,52 показал материал AK21 + 0,08% Р (МФ7). Максимальный коэффициент трения был у исходного материала AK21 M2,5 H2,5. С увеличением скорости скольжения от 0,29 до 2,5 м/с изменение коэффициента трения было нестабильным, но наблюдалось его снижение. При дальнейшем увеличении скорости до 3,45 м/с коэффициент трения увеличивался практически для всех исследуемых материалов. Однако для материалов AK21 + 0,08% Р (МФ7) и AK21 + 0,08% Р (МФ10) снижение коэффициента трения наблюдалось во всем диапазоне увеличения скорости. Для образцов AK21 + 0,08% Р (МФ10) резкое увеличение наступило на скорости 2,79 м/с. Образцы материалов AK21 + 0,08% Р (МФ7) и AK21 + 0,08% Р (МФ10) имели меньшие коэффициенты трения по сравнению с остальными исследуемыми материалами.
а б
Рис. 2. Зависимости коэффициентов трения от давления (а) и скорости скольжения (б):
1 - AK21 M2,5 H2,5; 2 - AK21 + 0,08% Р (МФ9); 3 - AK21 + 0,08% Р (Сu3 Р); 4 - AK21 + 0,08% Р (МФ10); 5- AK21 + 0,08% Р (МФ7).
Fig.2. Dependence of the coefficient of friction of the pressure (a) and sliding speed (b):
1-AK21 M2, 5 H2, 5; 2-AK21 + 0,08% R (MF9); 3-AK21 + 0,08% R (Сu3 Р); 4 - AK21 + 0,08% R (MF10); 5 - AK21 + 0,08% R (MF7).
На рис. 3 приведены закономерности изменения нагрузки схватывания от скорости скольжения. Исходный материал значительно уступает остальным материалам с различными включениями. Для него при давлении 3,8 МПа заедание наступает на скорости в 1,5-2,5 раза меньшей по сравнению с остальными исследуемыми образцами. Наилучший результат показал образец материала AK21 + 0,08% Р (МФ10), который имел заедание в паре трения со сталью на скорости 2,79 м /с при давлении 9,0 Мпа; немного уступал образец материала AK21 + 0,08% Р (МФ7), у которого момент схватывания наступил на скорости 2,05 м /с при том же давлении.
На рис. 4. показаны интенсивности изнашивания образцов в паре трения со сталью 45. Износостойкость, величина обратная интенсивности изнашивании, была значительно выше у образцов материала AK21 + 0,08% Р (Сu3 Р) и AK21 + 0,08% Р (МФ7). Однако интенсивность изнашивания контробразца была ниже при испытании в паре трения с AK21 + 0,08% Р (МФ10) чем с образцом AK21 + 0,08% Р (Сu3 Р). Наименьшую износостойкость имела пара трения образца исходного материала AK21 M2,5 H2,5 со сталью 45.
Рис. 3. Зависимость нагрузки схватывания от скорости скольжения:
1 - AK21 M2,5 H2,5; 2 - AK21 + 0,08% Р (МФ9); 3 - AK21 + 0,08% Р (Сu3 Р); 4- AK21 + 0,08% Р (МФ7); 5 - AK21 + 0,08% Р (МФ10).
Fig.3. Dependence of the setting load on the sliding speed:
1 - AK21 M2,5 H2,5; 2 - AK21 + 0.08% P (MF 9); 3 - AK21 + 0.08% P (Сu3 Р); 4- AK21 + 0.08% P (MF7); 5 - AK21 + 0.08% P (MF10).
Рис. 4. Интенсивность изнашивания образцов в паре трения со сталью:
1 - AK21 M2,5 H2,5; 2 - AK21 + 0,08% Р (Сu3 Р); 3- AK21 + 0,08% Р (МФ7);
4 - AK21 + 0,08% Р (МФ9); 5 - AK21 + 0,08% Р (МФ10).
Fig.4. The wear rate of the samples in a friction pair with steel:
1 - AK21 M2,5 H2,5; 2 - AK21 + 0.08% P (Cu3 P); 3 - AK21 + 0.08% P (MF7);
4 - AK21 + 0.08% P (MF9); 5 - AK21 + 0.08% P (MF10).
В таблице представлены потери масс образцов при испытаниях на износ с подачей в зону трения свободного абразива:
Таблица
Потеря массы образцов после испытаний на абразивный износ
Table
Weight loss of samples after abrasive wear tests
|
№ |
Химический состав сплава |
Среднее значение потери массы, г. |
|
1 |
AK21 M2,5 H2,5 (основа) |
0,1388 |
|
2 |
AK21 + 0,08% Р (Сu3 Р) |
0,1061 |
|
3 |
AK21+0,08%Р (МФ7) |
0,1098 |
|
4 |
AK21 + 0,08% Р (МФ9) |
0,1257 |
|
5 |
AK21 + 0,08% Р (МФ10) |
0,1091 |
В результате проведенных трибологических испытаний установлено, что оптимальным модификатором является МФ10, который имеет минимальную интенсивность изнашивания по сравнению с исходным материалом AK21 M2,5 H2,5 при испытании с моторным маслом в паре трения с закаленной сталью 45. Кроме того образцы с этим модификатором обладали максимальной стойкостью к заеданию пар трения. Близкие результаты по интенсивности изнашивания и задиростойкости имели образцы с модификатором МФ7. Образцы материалов AK21+0,08%Р (МФ7) и AK21 + 0,08% Р (МФ10) имели наименьший коэффициент трения. Анализ результатов на испытания свободным абразивом показал, что сплавы можно расположить по абразивной износостойкости в следующем порядке по ее убыванию AK21 + 0,08% Р (Сu3 Р), AK21 + 0,08% Р (МФ10), AK21+0,08%Р (МФ7).
Выводы
- Получены закономерности изменения коэффициента трения от скорости перемещения и удельной нагрузки. Образцы материалов AK21+0,08%Р (МФ7) и AK21 + 0,08% Р (МФ10) имели наименьший коэффициент трения, как при увеличении давления и постоянной скорости, так и при равномерном увеличении скорости перемещения и постоянном давлении.
- Получена зависимость нагрузки схватывания пары трения от скорости скольжения, которая показывает, что у исходного материала AK21 M2,5 H2,5 при давлении 3,8 МПа заедание наступает на скорости в 1,5-2,5 раза меньшей по сравнению с остальными исследуемыми образцами.
- Проведенные испытания на абразивное изнашивание показали, что образцы AK21 M2,5 H2,5 имели износостойкость значительно ниже по сравнению с другими материалами.
По анализу полученных результатов экспериментальных исследований пришли к заключению, что сплавы алюминия-кремния с предложенными включениями могут быть в дальнейшем рассмотрены в качестве материала для изготовления корпуса поршня дизеля локомотива.
1. Alshmri F., Atkinson H.V., Hainsworth S.V., Haidon C., Lawes S.D. Dry sliding wear of aluminium-high silicon hypereutectic alloys. Wear. 2014; 313 (1-2): 106-116. https://doi.org/10.1016/j.wear.2014.02.010.
2. Aiqin W., Lijun Z. and Xie. J. Effects of cerium and phosphorus on microstructures and properties of hypereutectic Al-21 % Si alloy. Rare Earths. 2013; 31 (5): 522-525. doi: 10.1016/С1002-0721(12)60313-5.
3. Cai Z., Zhang C., Wang R., Peng C., Qiu K., Feng Y. Preparation of Al - Si alloys by a rapid solidification and powder metallurgy route. Materials and Design. 2015; 87: 996-1002. doi:https://doi.org/10.1016/j.matdes.2015.08.106.
4. Prasad B.K., Venkateswarlu K., Modi O.P., Jha A.K., Das S. and Dasgupta R. Sliding Wear Behavior of Some Al-Si Alloys: Role of Shape and Size of Si Particles and Test Conditions. Metall Mater Trans A. 1998; 29: 2747-2752. DO doi:https://doi.org/10.1007/S11661-998-0315-7.
5. Kumar K.G. Influence of Refinement and modification on dry sliding wear behavior of hypereutectic Al-Si cast alloys. Advanced Materials Research. 2013; 685: 112-116. doi:https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/AMR.685.112.
6. Li P., Nikitin V.I., Kandalova E.G., Nikitin K.V. Effect of melt overheating, cooling and solidification rates on Al - 16wt.% Si alloy structure. Materials Science and Engineering A. 2002; 332: 371-374. doi: 10.1016/С0921-5093(01)01864-0.
7. Cai Z., Wang R., Zhang C., Peng C., Xie L., Wang L. Characterization of Rapidly Solidified Al-27 Si Hypereutectic Alloy: Effect of Solidification Condition. Journal of Materials Engineering and Performance. 2015; 24 (3): 1226-1236. doi:https://doi.org/10.1007/s11665-015-1386-4.
8. Kang H.S., Yoon W.Y., Kim K.H., Kim M.H., Yoon Y. P. Microstructure selections in the undercooled hypereutectic Al - Si alloys. Materials Science and Engineering A. 2005; 404: 117-123 doi:https://doi.org/10.1016/j.msea.2005.05.041.
9. Okazasu M., Takeuchi S. and Shiraishi T. Crystallisation characteristics of primary silicon particles in cast hypereutectic Al-Si alloy. International Journal of Cast Metals Research 2013; 26 (2): 105-113. doihttps://doi.org/10.1179/1743133612Я.0000000040.
10. Lasa L. Wear behaviour of eutectic and hypereutectic Al - Si - Cu - Mg casting alloys tested against a composite brake pad. Materials Science and Engineering A. 2003; 363: 193-202. doi: 10.1016/С0921-5093(03)00633-6.
11. Bhattacharya S., Alpas A.T. Role of sliding-induced tribofilms on fracture of particles in aluminium - silicon alloys. Wear. 2013; 301 (1-2): 707-716. doi:https://doi.org/10.1016/j.wear.2013.01.081i.
12. Dey S.K., Perry T.A., Alpas A.T. Micromechanisms of low load wear in an Al-18.5% Si alloy. Wear. 2009; 267 (1-4): 515-524. doi:https://doi.org/10.1016/j.wear.2008.11.011.
13. Jadoon A.N.K., Mufti R.A. Tribological behaviour of alternate hypereutectic Al-Si alloys with different antiwear additives. Tribol - Mater, Surfaces Interfaces. 2010; 4 (2): 61-73. DOI doihttps://doi.org/10.1179/175158310С12678019274200.
14. Shakya K. Study of Hardness and Wear Analysis in AL-SI Alloy (AL-5%SI, AL-11% SI and AL-17%SI) Along With Microstructural Analysis. Journal of Scientific Research & Engineering Trend. 2021; 6 (6): 3296-3302. doi:https://doi.org/10.1088/1757-899X/1065/1/012010.
15. Asghar Z., Requena G., Zahid G.H., Rafi-ud-Din. Effect of thermally stable Cu- and Mg-rich aluminides on the high-temperature strength of an AlSi12CuMgNi alloy. Mater. Charac 2014; 88: 80-85. doi:https://doi.org/10.1016/j.matchar.2013.12.004.
16. Stadler F., Antrekowitsch H., Fragner W., Kaufmann H., Uggowitzer P.J. Effect of main alloying elements on strength of Al-Si foundry alloys at elevated temperatures. International Journal of Cast Metals Research. 2012; 25: 215-224. doi:https://doi.org/10.1179/1743133612Я.0000000004.
17. Casari D., Poli F., Merlin M., Di Giovanni M.T., Li Y., Di S. Effect of Ni additions on A356 alloy’s microstructure and high-temperature mechanical properties. La Metallurgia Italiana. 2016; 6: 37-40.
18. Moffat A.J., Mellor B.G., Sinclair I., Reed P.A.S. The mechanisms of long fatigue crack growth behavior in Al-Si casting alloys at room and elevated temperature. Materials Science and Technology. 2007; 23: 1396-1401. doi: https://doi.org/10.1179/174328407С243988.
19. Asghar Z., Requena G., Boller E. Three-dimensional rigid multiphase networks providing high-temperature strength to cast AlSi10Cu5Ni1-2 piston alloys. Acta Mater. 2011; 59: 6420-6432. doi:https://doi.org/10.1016/j.actamat.2011.07.006.
20. Asghar Z., Requena G., Kubel F. The role of Ni and Fe aluminides on the elevated temperature strength of an AlSi12 alloy. Materials Science and Engineering A. 2010; 527: 5691-5698. doi:https://doi.org/10.1016/j.msea.2010.05.033.
21. Mohamed M.J.S. Influence of nickel addition effect of heat treatment on aluminum-silicon piston alloys. International Journal of Science and Research. 2015; 4: 781-784.
22. Nwankwo N.E., Nwoke V.U., Nnuka E.E. Effect of Ni-additions on the microstructure and mechanical properties of Fe-based chill-cast Al-Si alloys for production of pistons for automobile engine applications. International Journal of Scientific Research Engineering Technology. 2015; 1: 21-24.
23. Yang Y., Yu K., Li Y., Zhao D., Liu X. Evolution of nickel-rich phases in Al-Si-Cu-Ni-Mg piston alloys with different Cu additions. Materials and Design. 2012; 3 (33): 220-225. doi:https://doi.org/10.1016/j.matdes.2011.06.058.
