Назад Содержание Вперед

Кузьмин Н.Г. - директор ООО "Антифрикционные сплавы"(НГТУ),
г.Новосибирск

"Производство антифрикционных сплавов.
Бронзаль - антифрикционные сплавы на основе алюминия"

Химический состав и классификация антифрикционных подшипниковых сплавов на основе алюминия.

В последнее десятилетие в России и в ряде зарубежных стран ведутся разработки специальных антифрикционных сплавов для подшипников скольжения, где в качестве основы используется алюминий. Такие композиции получили название антифрикционных алюминиевых сплавов (в дальнейшем "ААС "). В настоящее время ААС-сплавы идут на изготовление как монометаллических, то есть цельных подшипников скольжения, так и для изготовления многослойных композиций, так называемых биметаллических лент.

В биметаллических лентах нагрузку в паре трения воспринимает ААС-сплав. Часто для облегчения прирабатываемости подшипников из ААС-сплавов их рабочую поверхность плакируют (наносят гальваническим способом) слоем олова толщиной в 2…3 мкм. Этот технологический прием значительно улучшает антифрикционные свойства и увеличивает долговечность пары трения.

Толстостенные монометаллические вкладыши и подшипники из ААС-сплавов могут, в зависимости от химического состава и структуры, работать при температурах до 150…200 градусов, так как алюминий, основа сплава, обладает высокой теплопроводностью.

Основными легирующими элементами в ААС-сплавах являются медь, магний, цинк, олово, свинец, кремний, марганец. Введение в ААС-сплавы элементов с низкой температурой плавления обусловлено стремлением значительно повысить антифрикционные свойства. Легкоплавкие элементы присутствуют в ААС-сплавах либо в свободном состоянии, либо в виде легкоплавких эвтектик. При возникновении критической ситуации в местах схватывания происходит плавление легкоплавкой составляющей, которая в дальнейшем играет роль особой смазки или образует особого рода вторичные структуры.

Кроме олова, свинца, кадмия в ААС-сплавы в значительных количествах вводят цинк и магний, имеющих большую растворимость в алюминии (магний в алюминии растворяется при эвтектической температуре до 17%, цинк растворяется в алюминии при эвтектической температуре до 70%). Все легирующие элементы в ААС-сплавах могут находиться в твердых растворах и повышать предел прочности матрицы; могут образовывать дисперсные частицы второй фазы, существенно расширяющие область применения ААС-сплавов; могут находиться в свободном состоянии, значительно изменяя триботехнические параметры. Так, сплав системы Al+Mg+Zn+Cu+Si+Sn имеет предел прочности   σ в = 550…800 МПа, при относительном удлинении   δ= 5…10%.

В узлах трения с ограниченной смазкой, при скорости скольжения V= 0,56 м/с и f = 0,011, максимальная нагрузка на пару трения составляет Р = 1800Н. В специальных ААС-сплавах вводится в значительных количествах кремний. Кремний улучшает антифрикционные свойства, повышает износостойкость сплава, улучшает коррозионные свойства и жаропрочность.
Широкий диапазон изменения физико-механических свойств алюминиевых антифрикционных сплавов позволяет выделить три основные группы.

Первая группа. Деформируемые ААС-сплавы низкой прочности (Сплавы заменители баббитов). Эти сплавы имеют следующие характеристики: HB=250…300 MПа,   σ в=80…100 МПа при относительном удлинении δ=10…30%.

Вторая группа. Литейные ААС-сплавы нормальной прочности (Сплавы заменители литейных антифрикционных бронз). Эти сплавы имеют следующие характеристики: HB=350…800 МПа, предел прочности   σ в=250…300 МПа при относительном удлинении  δ=2…4%.

Третья группа. Специальные ААС-сплавы высокой прочности (Это сплавы заменители литейных антифрикционных латуней). Эти сплавы имеют следующие характеристики: HB=1000…1800 МПа; предел прочности   σ в= 350…600 МПа при относительном удлинении  δ=1…3%.

Сплавы первой группы по физико-механическим свойствам являются полноценными заменителями баббитов и свинцовистых бронз. Они обеспечивают большую усталостную прочность и скорость скольжения. Сплавы этой группы несут большую удельную нагрузку при коэффициенте трения f = 0,006…0,009.

Сплавы первой группы могут применяться в виде рабочего слоя по стали и термически обработанному дуралюмину, могут наноситься на стальную ленту методом плакирования толщиной S = 3,5…7,0 мм и шириной L = 200 мм. Монометаллические подшипники и вкладыши, изготовленные из сплавов первой группы, менее экономичны, но они просты в изготовлении.

При изготовлении монометаллических вкладышей из сплавов первой группы необходимо учитывать материал постели (корпуса). При больших рабочих температурах в парах "сталь-ААС " могут возникать высокие внутренние напряжения сжатия, превышающие предел текучести материала ААС и вкладыши или монометаллические подшипники начнут деформироваться. При последующем охлаждении внутренний диаметр подшипника уменьшится против первоначального размера, что может привести к исчезновению зазора в паре трения и, как следствие, к схватыванию и проворачиванию вкладыша при последующем пуске (включении) агрегата.
Сплавы второй группы по физико-механическим свойствам являются полноценными заменителями литейных антифрикционных бронз, но обладают по сравнению с бронзами существенными преимуществами. Допустимая нагрузка в парах трения с применением ААС-сплавов второй группы в 3..4 раза выше по сравнению с литейными бронзами. Сплавы второй группы имеют следующие характеристики: предел прочности   σ в= 209…216 МПа, HB = 950..1100 МПа, предел текучести   σ т=115…127 МПа, относительное удлинение  δ= 4,0… 4,5%, коэффициент трения f = 0,011…0,012.

В условиях применения картерной смазки при скорости скольжения V = 0,52 м/c интенсивность изнашивания за 1000 метров пути трения составляет 0,90…1,04 мм /см2. Следует отметить, что подшипники из ААС-сплавов способны поглощать загрязнения, а при разрывах масляной пленки по своему поведению приближаются к баббитам; однако перед баббитами имеют преимущество по усталостной прочности в 2…3 раза.

Для подшипников скольжения, имеющих температурный коэффициент линейного расширения, близкий к ТКЛ стали и чугуна, разрабатываются специальные высококремнистые многокомпонентные ААС-сплавы. В этих сплавах гарантированный зазор в паре трения сохраняется при нагреве подшипникового узла до температуры 200…250 градусов, при любых условиях эксплуатации.

Опыт применения антифрикционных сплавов на основе алюминия при ремонте технологического оборудования.

Разработанные в ООО "Антифрикционные сплавы" ААС типа "БРОНЗАЛЬ", имеют следующие особенности:

  • Обеспечивают минимальный коэффициент трения в широком диапазоне нагрузок и скоростей;
  • Предотвращают схватывание и задиры при внезапном прекращении подачи смазки;
  • Компенсируют износ узла в процессе эксплуатации.

По сравнению с антифрикционными бронзами и латунями ААС обладают следующими преимуществами:

  • Низкий модуль упругости ААС обеспечивает сохранение нормальных условий работы подшипника в конструкциях машин с большим прогибом вала. Вследствие большой податливости сплава местные перегрузки снижаются за счет перераспределения их на большую полезную площадь, что способствует сохранению смазочной пленки между трущимися поверхностями.
  • Большая удельная прочность, высокая усталостная прочность обеспечивают надежную и долговечную работу узлов трения скольжения в широком диапазоне скоростей и нагрузок при повышенных температурах.
  • Высокая теплопроводность ААС способствует сохранению смазочных свойств в широком диапазоне скоростей и нагрузок, обеспечивая компенсацию зазора при повышении температуры в паре трения. Давление в масляной магистрали сохраняется при этом на заданном рабочем уровне.

Из-за малой плотности материала ААС масса деталей из них примерно в 3 раза меньше массы таких же деталей из бронз и латуней.

Структурный и фазовый состав антифрикционных сплавов на основе алюминия.

Служебные характеристики "ААС-сплавов "можно изменять в широких пределах путем легирования. По структурному признаку все антифрикционные сплавы на основе алюминия могут быть разделены на следующие основные группы:

      1. Антифрикционные сплавы на основе алюминия с гетерофазной структурой, создаваемой твердыми включениями в виде интерметаллидных фаз.

      2. Антифрикционные сплавы на основе алюминия с гетерофазной структурой в виде легкоплавких эвтектик.

      3. Антифрикционные сплавы на основе алюминия с гетерофазной структурой в виде легкоплавких эвтектик и интерметаллидных частиц второй фазы.

Для цельнометаллических подшипников и вкладышей целесообразно применение сплавов третьей группы. Для целей плакирования и получения биметаллических лент целесообразно применение сплавов второй группы. Сплавы первой группы по технологическим параметрам (усадка, температурный коэффициент линейного расширения, жидкотекучесть) имеют ограниченное применение. Обладая большой износостойкостью и малым термическим коэффициентом линейного расширения, сплавы первой группы склонны к схватыванию в разрывах масляной пленки, изнашивают контр тело в условиях применения консистентной смазки и больших скоростей скольжения. В противоположность этому сплавы второй и третьей группы обладают рядом преимуществ. Так, ААС-сплавы системы "Al+Cu+Mg+Si+Sn " обладают малым коэффициентом трения, способны воспринимать большие удельные нагрузки и работают с большими скоростями скольжения. Особые свойства в этих сплавах обеспечивают интерметаллидные частицы Mg2Si и эвтектический кремний. ААС-сплавы системы " Al+Mg+Si " обладают, кроме того, повышенной коррозионной стойкостью и малой склонностью к концентрации напряжений у литейных пор. В многокомпонентных системах третьей группы уровень триботехнических параметров и конструктивная прочность зависит от количества многокомпонентной эвтектики, размера и характера распределения ее отдельных составляющих. В любом случае необходимо избегать расположения легкоплавкой составляющей, например олова, в виде непрерывной сетки по границам зерна. При содержании в сплаве олова 20% и более непрерывная сетка образуется при любых условиях кристаллизации. Устранить непрерывную оловянную сетку можно холодной пластической деформацией. При этом возрастает усталостная прочность и сохраняется низкий коэффициент трения. И хотя холодная пластическая деформация устраняет литую дендритную структуру, в ряде случаев она может ухудшить антифрикционные свойства, которые обеспечиваются особым характером кристаллизации (например, направленной дендритной ликвацией). Междендритные промежутки содержат, как правило, легкоплавкую составляющую и формируют, тем самым, необходимый комплекс свойств с заданными триботехническими параметрами (реализуется принцип Шарпи).

ААС-сплавы можно применять как в литом, так и в термически обработанном состояниях. Термическая обработка позволяет изменять комплекс триботехнических свойств в широком диапазоне нагрузок, увеличивать предел текучести и критическую температуру потери натяга, обеспечивать значительную долговечность и работоспособность узлов трения при высоких контактных нагрузках.
Предприятие ООО "Антифрикционные сплавы" специализируется на производстве изделий из ААС второй и третьей групп. Проведенные нами в последние годы исследования на ААС позволили вскрыть особенности формирования, так называемых, вторичных структур при трении в различных условиях эксплуатации, ответственных за надежную и долговечную работу узлов трения скольжения.

Нами установлено, что на поверхности трения формируется слой (бесструктурный, темнотравящийся слой) имеющий максимальную микротвердость HV=2350 МПа с глубиной залегания до 50 мкм. Этот слой и носит название "вторичные структуры". Эти структуры опираются на промежуточную подложку, которая носит ярко выраженный деформационный характер происхождения; это так называемая зона деформированного металла. Зона деформированного металла имеет максимальную микротвердость HV=2000 МПа, которая распространяется на глубину до 120 мкм. Далее следует зона основного металла (сплава) с микротвердостью 1000 МПа. Поскольку "вторичные структуры" опираются на твердую подложку, то выкрашивания, вследствие эффекта "бринелирования" в данной композиции, нет. Вследствие этого ААС-сплавы могут нести большую в 2,5-3 раза нагрузку на пару трения по сравнению с бронзами.

Структурные аспекты упрочнения алюминиевых антифрикционных сплавов.

Для алюминиевых сплавов медь второй основной компонент. Все превращения, протекающие при термической обработке, рассматриваются на примере сплава системы "Al - Cu ". Это связано с тем, что введение других легирующих элементов, кроме или вместо меди, не вносит принципиальных изменений в кинетику превращений. Растворимость меди в алюминии при эвтектической температуре t = 548 оC составляет 5,65%; цинк растворяется в алюминии до 70%; магний до 17,4%. Кроме основных определяющих компонентов в сплавах одной системы, например, "Al - Cu ", могут вводиться и другие элементы: магний, марганец, олово, цинк. Эти элементы не изменяют природу упрочнения, но сообщают сплаву новые свойства. Большинство элементов в твердом состоянии образуют с алюминием сплавы переменной ограниченной растворимости, которые обозначают как  α - твердый раствор. Медь, находящаяся в  α - твердом растворе, уменьшает параметр решетки, так как радиус атома алюминия r = 0,143 нм, а радиус атома меди равен r = 0,128 нм. Выделение из твердого раствора меди сопровождается увеличением параметров кристаллической решетки, как следствие, приводит к возникновению значительных внутренних напряжений. Это является главной причиной возникновения горячих кристаллизационных трещин в сплавах алюминия легированных медью. Юрием Михайловичем Лахтиным установлено, что в отожженном состоянии, с увеличением легированности алюминия медью, твердость возрастает и достигает максимума при 4% меди. Если проводить закалку и последующее старение на максимальную твердость, то максимум наблюдается при 6% меди. При нагреве сплава до t = 200 оС после закалки увеличение параметров решетки алюминия наблюдается в обоих случаях. Структурным и фазовым анализом установлено, что при этих температурах происходит выделение меди из пересыщенного - твердого раствора и образование интерметаллидных частиц второй фазы Al2Cu - фазы.

В закаленном состоянии атомы меди, так же как и атомы других легирующих элементов, расположены в случайных местах кристаллической решетки. На стадии старения с образованием зон Гинье-Престона атомы легирующих элементов собираются в определенных местах кристаллической решетки (зоны с повышенной концентрацией, например, атомов меди). На этой стадии избыточная фаза в алюминиевых сплавах отсутствует. Поэтому параметр решетки на первой стадии старения изменяется незначительно. При старении, начиная с температуры 150 oC и выше, образуются интерметаллидные частицы второй фазы, например CuAl2 .Образование частиц второй фазы не приводит к максимальному упрочнению, а вызванные изменения параметров кристаллической решетки приводят к возникновению внутренних напряжений. При получении отливок из сплавов Al + (4…6 %) Cu уровень внутренних напряжений выше степени упрочнения твердого раствора, поэтому в отливках возникают " так называемые горячие трещины". По мнению А.П. Гуляева и Ю.М. Лахтина концентрация компонентов в литейных сплавах должна превышать их предельную растворимость по двум причинам:

Во-первых, для создания прочности достаточной для того, чтобы внутренние напряжения (естественные и неизбежные) в отливках не вызвали бы горячих трещин.

Во-вторых, для повышения жидкотекучести сплава необходимо легирование сверх предела растворимости.

В сплавах Al + Mg + Si (авиалях) упрочняющая фаза Mg2Si; в сплавах Al + Cu + Mg - упрочняющая фаза CuAl2 и Al2Mg3 , а при малом содержании одного из легирующих элементов образуются тройные соединения CuMgAl - S - фаза и СuMgAl -Т - фаза. Все они растворимы при нагреве и участвуют при упрочнении. При переходе за предел растворимости этих элементов жидкотекучесть сплава резко возрастает. Присутствие железа в сплавах Al + Cu приводит к образованию нерастворимой CuFAl N-фазы. Чем больше в сплаве железа, тем больше меди идет на образование нерастворимой CuFeAl N-фазы, тем меньше меди участвует в образовании растворимой CuAl O-фазы и, как следствие, в упрочнении вообще.


АНТИФРИКЦИОННЫЕ СПЛАВЫ, ООО
630092, г. Новосибирск, а/я - 81
т/ф (3832) 41-40-75, 41-33-66
e-mail: bronzal@online.sinor.ru, www. sinor.ru/~bronzal