曾美琴，鄧秋潔，魯忠臣，歐陽柳章，朱 敏，王 輝

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添加MgH2對(duì)機(jī)械合金化Al-12%Sn合金組織和性能的影響

曾美琴1, 3，鄧秋潔1, 3，魯忠臣2, 3，歐陽柳章1, 3，朱 敏1, 3，王 輝1, 3

(1. 華南理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，廣州510640；2. 華南理工大學(xué)機(jī)械與汽車工程學(xué)院，廣州510640；3. 廣東省先進(jìn)儲(chǔ)能材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，廣州510640)

利用機(jī)械合金化方法制備出Al-12%Sn-%MgH2(質(zhì)量分?jǐn)?shù))合金粉末，然后將其壓制成型并進(jìn)行燒結(jié)，得到合金塊體；并運(yùn)用X射線衍射儀、掃描電鏡、拉伸機(jī)和摩擦磨損實(shí)驗(yàn)機(jī)研究添加MgH2對(duì)Al-12%Sn合金組織結(jié)構(gòu)和性能的影響。結(jié)果表明：添加MgH2能使合金中的Sn更加細(xì)小均勻分布在Al基體上，同時(shí)能破壞Al顆粒表面的氧化膜，增加Al-12%Sn合金的燒結(jié)活性。隨著MgH2含量的增加，合金的致密度和拉伸強(qiáng)度顯著提高。但當(dāng)MgH2過量時(shí)，會(huì)生成硬脆相Mg2Sn，造成基體Sn相的缺失，并降低合金的力學(xué)性能。此外，添加適量的MgH2對(duì)Al-12%Sn合金的耐磨性也有明顯改善。當(dāng)MgH2添加量為0.8%時(shí)，合金具有最優(yōu)的綜合力學(xué)性能和摩擦磨損性能。

機(jī)械合金化；Al-Sn系合金；MgH2；力學(xué)性能；摩擦學(xué)性能

Al基軸瓦合金是現(xiàn)代工業(yè)上應(yīng)用最廣泛的滑動(dòng)軸承材料之一，廣泛應(yīng)用于船舶、車輛發(fā)動(dòng)機(jī)等[1]。近年來隨著發(fā)動(dòng)機(jī)向高速、高載以及低能耗的方向發(fā)展，耐腐蝕、耐磨損且具有較高力學(xué)性能的含錫量為10%~15%的中錫鋁合金受到廣泛重視。如何進(jìn)一步提高其力學(xué)性能和摩擦學(xué)性能以滿足更高要求是目前關(guān)注的焦點(diǎn)?？刂艫l-Sn合金中Sn相的組織形態(tài)是獲得優(yōu)良摩擦學(xué)性能的關(guān)鍵，即軟相Sn要細(xì)小且均勻彌散分布在Al基體中[2]。同時(shí)，基體的優(yōu)良力學(xué)性能也是其優(yōu)良承載能力和摩擦學(xué)性能的重要保障。近年來，研究人員發(fā)展了先進(jìn)鑄造[3]、快速凝固[4]、強(qiáng)烈塑性變形[5]和機(jī)械合金化(MA)[6]等方法來制備Al-Sn合金，以克服Al和Sn互不溶以及熔點(diǎn)、密度相差較大等帶來的問題，改善合金的承載能力和摩擦學(xué)性能。這其中，MA方法能較好控制合金組織結(jié)構(gòu)并獲得納米復(fù)合結(jié)構(gòu)[7?8]。最近，朱敏等[9?10]通過MA法制備出無成分偏析的納米相復(fù)合相Al-Sn合金，該合金表現(xiàn)出優(yōu)異的摩擦學(xué)性能和更高的承載能力，有望滿足Al基軸承向高速、高載發(fā)展的需求。

但鋁合金，尤其是MA鋁合金粉末，一直存在難燒結(jié)的問題[11]，這是由于細(xì)小的鋁粉末顆粒表面存在一層穩(wěn)定的氧化膜，阻礙了液態(tài)Sn與Al基體的浸潤，影響燒結(jié)后合金的致密度和結(jié)合強(qiáng)度。添加少量的Mg能破壞Al表面的氧化膜，顯著增加合金的致密度，并且極大提高合金的強(qiáng)度和塑性[12?14]。SHOWAITER等[12]研究發(fā)現(xiàn)，在Al-8%Sn最佳的Mg添加量為0.15%。KONDOH等[15]的研究結(jié)果也表明，添加Mg使Al-12Si合金的致密度提高了9%。另外，魯忠臣 等[16]在雙尺度結(jié)構(gòu)的Al-12%Sn合金中混合加入一定量的Mg后，改善了Al和Sn的潤濕性，有效抑制Sn相的離異共晶和晶粒的長大，從而顯著提高了合金的摩擦學(xué)性能。不過，這種混合加入的Mg很難均勻分布在Al-Sn周圍，尤其是球磨后的Al-Sn由許多二次顆粒，甚至是三次顆粒組成。當(dāng)單位體積里的Mg含量超過破壞氧化膜的量時(shí)，非常容易在合金內(nèi)部膨脹，導(dǎo)致鼓泡的產(chǎn)生。另外，如果在球磨過程加入Mg，那么其在球磨過程中會(huì)與Sn相反應(yīng)，生成脆性的Mg2Sn[17]，在隨后的燒結(jié)過程中失去破除氧化膜的作用，在一定程度上弱化了Mg對(duì)燒結(jié)性能改善的作用。在本研究中提出采用MgH2代替Mg，以避免在球磨過程中Mg與Al、Sn發(fā)生反應(yīng)[18]，而且MgH2在隨后的燒結(jié)過程中脫氫成為高度活化的Mg促進(jìn)鋁合金燒結(jié)，從而進(jìn)一步改善MA Al-12%Sn合金燒結(jié)后的組織結(jié)構(gòu)和性能。

1 實(shí)驗(yàn)

將平均粒度為74 um的Al粉(純度99%)、Sn粉(純度99.5%)以及MgH2粉(純度96%)按Al-12%Sn、Al-12%Sn-0.3%MgH2、Al-12%Sn-0.5%MgH2、Al-12%Sn-0.8%MgH2、 Al-12%Sn-1.2%MgH2(質(zhì)量分?jǐn)?shù))比例配成混合粉，放入QM?3SP2行星式球磨機(jī)進(jìn)行球磨，另添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1%~2%的無水乙醇作為助磨劑，轉(zhuǎn)速為300 r/min，球磨時(shí)間40 h，鋼球和粉體的球料比為15:1。將球磨得到的合金粉在660 MPa壓力下冷壓成28 mm×9 mm×3 mm長條塊體和25 mm×3 mm的圓塊，然后放入CVD(G)?07/50/2高溫管式爐中，在高純氬氣氛保護(hù)中經(jīng)873 K溫度燒結(jié)，保溫時(shí)間為1 h。

采用Phililps X’pert MPD型X射線衍射儀(XRD，CuKa)、差示掃描量熱法(DSC)和Zeiss super 40場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)分析合金的相結(jié)構(gòu)和顯微組織結(jié)構(gòu)。按GB5163—85(可滲性燒結(jié)金屬材料密度的測定)測量燒結(jié)后樣品的密度。用HVS?1000型數(shù)字顯微硬度計(jì)測量其硬度，載荷為4.9 N，保壓時(shí)間為10 s，每個(gè)樣品的硬度值取5個(gè)點(diǎn)的平均值。將上述長條形合金塊體用線切割加工成拉伸試樣(標(biāo)距10 mm，寬3 mm，厚4 mm)，用Instron5900型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)測合金的拉伸強(qiáng)度，拉伸速率為0.6 mm/min。

摩擦磨損試驗(yàn)在在M?2000型磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。將上述圓塊形合金塊體用線切割加工成10 mm×10 mm×3 mm磨損試樣，樣品表面粗糙度a為0.7；對(duì)磨副材料為GCr15鋼，表面硬度為(60±2)HRC，尺寸為46.0 mm×10 mm。試驗(yàn)在干摩擦條件下進(jìn)行，試驗(yàn)轉(zhuǎn)速為214 r/min，時(shí)間1 h，載荷100 N。采用輪廓儀對(duì)磨痕表面測量得到磨損體積，采用分析天平(精度為0.1 mg)稱量試樣在磨損試驗(yàn)前后的重量差得到磨損質(zhì)量。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 添加MgH2對(duì)MA Al-12%Sn合金組織結(jié)構(gòu)的 影響

圖1所示為MA Al-12%Sn-%MgH2和MA Al-12%Sn-1.2%Mg合金粉末的XRD譜。由圖1可知，當(dāng)MgH2含量為0~0.8%時(shí)，因?yàn)镸gH2含量太少，合金的衍射峰只由Al、Sn兩相組成，并未觀察到MgH2的衍射峰；但當(dāng)MgH2的添加量增加到1.2%時(shí)，則可檢測到微弱的MgH2峰，這表明在球磨過程中MgH2并未發(fā)生分解和固溶等現(xiàn)象。由圖1還可知，直接添加Mg的MA Al-12%Sn-1.2%Mg合金中存在Mg2Sn相，這表明Mg與Sn在球磨過程中已發(fā)生反應(yīng)，這不利于Mg在后續(xù)燒結(jié)過程中破除Al的氧化膜。

為了證實(shí)MgH2在后續(xù)燒結(jié)過程中可以發(fā)生分解，采用差示掃描熱量法分析MA合金粉末在加熱過程中的變化(如圖2所示)。由圖可觀察到3個(gè)明顯的吸熱峰，其對(duì)應(yīng)的溫度分別為227 ℃(I)、395 ℃(II)和625 ℃(III)。其中吸熱峰I和吸熱峰III應(yīng)該分別是Sn相和Al相的熔化峰，比它們的平衡熔點(diǎn)(232 ℃和660 ℃)分別降低了5 ℃和35 ℃，這是由于球磨產(chǎn)生大量的晶界和相界面形成的無序狀態(tài)引起熔點(diǎn)的下降；而吸熱峰II(395 ℃)則應(yīng)該是MgH2的分解峰，這表明在燒結(jié)溫度為600 ℃條件下，MgH2在合金中會(huì)發(fā)生分解并將對(duì)MA Al-12%Sn-%MgH2合金的燒結(jié)起活化作用。

圖1 MA Al-12%Sn-x%MgH2和MA Al-12%Sn-1.2%Mg合金粉末的XRD譜

圖2 球磨40 h后MA Al-12%Sn-5%MgH2合金粉末的DSC曲線

圖3所示為MA Al-12%Sn-x%MgH2合金經(jīng)873K燒結(jié)后的XRD譜。由圖3可以見，燒結(jié)后合金中除了檢測到Al、Sn的衍射峰外，還有少量FeO、MgAl2O4和Mg2Sn的衍射峰。其中，F(xiàn)eO為球磨過程中產(chǎn)生的雜質(zhì)，經(jīng)燒結(jié)后發(fā)生長大；而MgAl2O4是由于在燒結(jié)過程MgH2發(fā)生脫氫分解，同時(shí)，分解產(chǎn)物Mg和Al顆粒表面氧化膜發(fā)生如下反應(yīng)而生成：

3Mg+4Al2O3→3MgAl2O4+2Al (1)

這使Al顆粒表面氧化膜被破壞，提高Al合金的燒結(jié)活性，而且反應(yīng)產(chǎn)物MgAl2O4與基體鋁有良好的潤濕性[15, 19]。需要指出的是，由于Mg還原燒結(jié)鋁合金致密化溫度約在500 ℃以上[12]，因此，MgH2分解產(chǎn)生的氫大部分在合金致密化過程之前已經(jīng)隨燒結(jié)爐的真空系統(tǒng)排出，少量的氫對(duì)合金性能不會(huì)產(chǎn)生太大影響。此外，隨著MgH2含量的增加，分解產(chǎn)物Mg含量超過破除氧化膜所需量之后，多余的Mg與基體中的Sn生成Mg2Sn。

圖4所示為MA Al-12%Sn-x%MgH2合金經(jīng)壓制并在873 K燒結(jié)1 h后的SEM背散射像，白亮組織對(duì)應(yīng)的為原子序數(shù)較大的Sn相，暗色區(qū)域?qū)?yīng)的是原子序數(shù)較小的Al基體，可見，Sn相均較為均勻分布在Al基體中。由圖4(a)還可知，未添加MgH2時(shí)，合金中存在較多的孔隙(圖中箭頭所指)，在較高倍下(圖中小方框圖)可觀察到這些孔隙主要沿鋁顆粒邊界分布，并且Sn相出現(xiàn)一定的連續(xù)分布；添加少量MgH2后，組織中的孔隙明顯減少，而且Sn相呈細(xì)小點(diǎn)狀均勻分布在Al基體上，如圖4(b)和4(c)所示；而當(dāng)MgH2含量達(dá)1.2%時(shí)，組織中出現(xiàn)大量的白色塊狀物，同時(shí)，基體的Sn相則相應(yīng)減少，經(jīng)能譜分析并結(jié)合XRD分析(見圖3(d))可知，這些白色塊狀物為Mg2Sn。

添加MgH2對(duì)組織產(chǎn)生上述影響主要?dú)w于以下兩個(gè)方面的原因：一方面，MgH2在燒結(jié)過程中分解產(chǎn)生的Mg有效破壞Al顆粒表面的Al2O3氧化膜，促進(jìn)了Al/Al、Al/Sn原子的擴(kuò)散[17]，從而有效減少孔隙的產(chǎn)生；另一方面，MgH2在燒結(jié)過程分解產(chǎn)生的Mg有利于增加Al相和Sn相的潤濕性[20]，有效減小了Al、Sn兩相的接觸角，使Sn可以保持均勻細(xì)小分布。當(dāng)MgH2含量過多時(shí)，過量的Mg與Sn發(fā)生反應(yīng)生成Mg2Sn，不僅造成Sn的缺失，同時(shí)使基體產(chǎn)生應(yīng)力集中，因此，應(yīng)該合理控制MgH2的添加量。

2.2 添加MgH2對(duì)MA Al-12%Sn合金燒結(jié)和力學(xué)性能的影響

圖5所示為MA Al-12%Sn-%MgH2合金經(jīng)壓制并在873 K燒結(jié)1 h后致密度與MgH2含量的關(guān)系。由圖5可知，隨著MgH2含量的增加，合金的致密度顯著增加。不添加第三組元時(shí)，MA Al-12%Sn合金的燒結(jié)致密度僅為92%；當(dāng)添加0.8%MgH2時(shí)，MA Al-12%Sn合金的燒結(jié)致密度最高可達(dá)98.3%，接近全致密材料。這也再次表明MgH2在燒結(jié)過程中會(huì)發(fā)生分解產(chǎn)生Mg，其有助于破壞Al顆粒表面薄氧化膜Al2O3，從而增加Al合金的燒結(jié)活性，進(jìn)而提高合金的致密度。但隨著MgH2含量的進(jìn)一步增加，合金的致密度呈現(xiàn)略微下降，這可能與MgH2分解產(chǎn)生的氣體有關(guān)。

圖3 MA Al-12%Sn-x%MgH2合金經(jīng)873K燒結(jié)后的XRD譜

圖4 MA Al-12%Sn-x%MgH2合金經(jīng)壓制和873 K燒結(jié)1 h后的SEM背散射像

圖5 MA Al-12%Sn-x%MgH2合金經(jīng)壓制并在873 K燒結(jié)1 h后致密度與MgH2含量的關(guān)系

圖6所示為MA Al-12%Sn-%MgH2合金在873 K燒結(jié)1 h后顯微硬度與MgH2含量的關(guān)系。由圖6可知，隨著MgH2含量的增加，合金的顯微硬度出現(xiàn)先減小后升高的現(xiàn)象。其原因可能有以下兩個(gè)方面：一方面，燒結(jié)過程中MgH2的分解產(chǎn)物Mg與鋁顆粒表面氧化膜Al2O3發(fā)生反應(yīng)，氧化膜的破壞使燒結(jié)過程中Al晶粒發(fā)生長大[21]，引起合金顯微硬度的下降；另一方面，隨著MgH2含量的增加，過量的分解產(chǎn)物Mg與基體反應(yīng)生成大量的脆硬相MgAl2O4和Mg2Sn，從而導(dǎo)致合金顯微硬度的上升。在MgH2添加量較少時(shí)前一方面影響起主導(dǎo)作用，隨著MgH2含量的增加，后一方面影響開始占主導(dǎo)地位。當(dāng)MgH2含量為0.5%時(shí)，氧化膜得到充分的破壞，并且無金屬間化合物生成，因此，合金具有最低的顯微硬度，這個(gè)硬度值對(duì)于軸瓦材料是比較適宜的。

圖6 MA Al-12%Sn-x%MgH2合金經(jīng)壓制和873 K燒結(jié)1 h后顯微硬度與MgH2含量的關(guān)系

圖7為MA Al-12%Sn-%MgH2合金經(jīng)873K燒結(jié)后的拉伸強(qiáng)度，由圖7可知，合金的拉伸強(qiáng)度隨著MgH2的增加而顯著增加，MgH2添加量為0.8%時(shí)，其拉伸強(qiáng)度為不含MgH2的7倍，達(dá)到231MPa，比添加Mg的高出17%[17]。對(duì)比不同MgH2含量的MA Al-12%Sn合金的拉伸數(shù)據(jù)和斷口形貌，結(jié)果如表1和圖8所示。

表1 MA Al-12%Sn-x%MgH2合金拉伸性能

圖7 MA Al-12%Sn-x%MgH2合金經(jīng)壓制和873 K燒結(jié)1 h后拉伸強(qiáng)度與MgH2含量的關(guān)系

圖8 MA Al-12%Sn-x%MgH2合金經(jīng)壓制和873 K燒結(jié)1 h后的拉伸斷口SEM像

當(dāng)MgH2含量低于或等于0.3%時(shí)，合金的伸長率幾乎為0，合金斷口顆粒輪廓非常清晰，粉末顆粒彼此為結(jié)合較差，表現(xiàn)出明顯的脆性斷裂，見圖8(a)。當(dāng)MgH2含量增加到0.5%和0.8%時(shí)，合金的伸長率分別顯著增加到6%和5.5%左右，合金的斷口出現(xiàn)大量的韌窩，隨著MgH2含量的增加，韌窩數(shù)量增加且韌窩加深，斷裂形式由脆性斷裂轉(zhuǎn)為韌性斷裂，見圖8(b)和(c)。但是，當(dāng)MgH2含量進(jìn)一步增加到1.2%時(shí)，合金的伸長率下降為4%左右，韌窩數(shù)量減少，這可能與過多硬脆相MgAl2O4和Mg2Sn生成所導(dǎo)致，見圖8(d)。合金斷口形貌顯示出與合金的致密度、拉伸強(qiáng)度、伸長率有良好的一致性。

2.3 添加MgH2對(duì)MA Al-12%Sn合金摩擦學(xué)性能的影響

將不同成分的MA Al-12%Sn-%MgH2合金樣品在100 N載荷下進(jìn)行摩擦磨損試驗(yàn)，同時(shí)將MA Al-12%Sn- (%Mg)合金以及工業(yè)軸承合金AlSn12Si2.5Pb1.5Cu作為對(duì)比樣品，結(jié)果如表2所列。需要指出的是，對(duì)比樣品中的MA Al-12%Sn-(%Mg)合金是在球磨后的MA Al-12%Sn合金中混合加入一定質(zhì)量的Mg所得，而工業(yè)軸承合金則是通過鑄造法制備的。

表2 MA Al-12%Sn-x%MgH2/(x%Mg)合金與工業(yè)軸承合金的摩擦磨損性能

: Friction coefficient; Δ: Wear volume; ΔMass loss

由表1可知，添加MgH2可明顯降低MA Al-12%Sn合金的磨損量，提高耐磨性。合金的耐磨性隨著硬度、強(qiáng)度的增加而增加[22]，但對(duì)于超細(xì)晶材料來說，塑性也是影響合金磨損性能的一個(gè)重要因素[23]。不添加MgH2的Al-12%Sn合金，其結(jié)合強(qiáng)度和塑性較差，在摩擦過程中表面容易形成裂紋而導(dǎo)致剝落，磨損體積較大，耐磨性較差；而添加適量MgH2的Al-12%Sn合金具有最佳的強(qiáng)度和塑性配合，可以緩解摩擦過程中的應(yīng)力集中，有利于合金耐磨性的提高。由表1可知，添加0.8%MgH2的MA Al-12%Sn-0.8%MgH2合金具有最好的性能，而且MA Al-12%Sn-0.8%MgH2合金的減摩性和耐磨性明顯優(yōu)于MA Al-12%Sn-(%Mg)合金，這顯然是在球磨過程中加入的MgH2能更加細(xì)小均勻分布在Al-12%Sn合金周圍，使得燒結(jié)過程中Al表面的Al2O3氧化膜破壞更充分；而氧化膜破壞有利于減小Al、Sn兩相的接觸角，使Sn相保持細(xì)小分布。由表1還可知，通過MA法制備的Al-Sn基合金的減摩性和耐磨性均顯著優(yōu)于傳統(tǒng)鑄造法制備的工業(yè)軸承合金Al12Sn2.5SiPbCu1.5。

為了進(jìn)一步研究其摩擦磨損機(jī)理，對(duì)磨損試樣表面進(jìn)行了SEM觀察，結(jié)果如圖9所示。由圖9可知，未添加MgH2的MA Al-12%Sn合金磨損表面較粗糙，且有明顯剝落的跡象，這與合金的結(jié)合性能較低有關(guān)；添加0.8%MgH2的MA Al-12%Sn合金磨損表面則十分光滑，說明添加MgH2有助于MA Al-12%Sn合金耐磨性能的提高，與表1所述結(jié)果一致。對(duì)磨損表面能譜分析，結(jié)果表明：磨損表面除了Al、Sn元素外，還含有大量的Fe和O元素。Fe元素主要從對(duì)磨環(huán)轉(zhuǎn)移而來，而O元素為摩擦生熱使合金表面形成氧化層。氧化層具有良好的潤滑作用，能顯著提高材料的耐磨性。MA Al-12%Sn-0.8%MgH2合金的結(jié)合性能良好，有助于摩損表面形成穩(wěn)定的氧化層，這是耐磨性提高的另一個(gè)主要因素。

圖9 MA Al-12%Sn-x%MgH2合金磨損表面的SEM像

3 結(jié)論

1) 添加適量的MgH2能使MA Al-12%Sn合金中Sn相變得更加細(xì)小均勻分布，同時(shí)，MgH2在燒結(jié)過程中分解產(chǎn)生的Mg能破壞Al顆粒表面的Al2O3膜，使合金的致密度達(dá)到98%以上。

2) 添加適量的MgH2能使MA Al-12%Sn合金的拉伸強(qiáng)度顯著提高，其斷裂形式由脆性斷裂轉(zhuǎn)為韌性斷裂；但過量的MgH2會(huì)使合金生成Mg2Sn，降低合金的力學(xué)性能。

3) 添加適量的MgH2能使MA Al-12%Sn合金的耐磨性明顯提高，在本實(shí)驗(yàn)條件下MgH2含量為0.8%時(shí)，合金具有最佳的強(qiáng)度和塑性配合，從而具有最優(yōu)的耐磨性能。

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(編輯 何學(xué)鋒)

Effect of MgH2on microstructure and properties of MA Al-12%Sn alloy

ZENG Mei-qin1, 3, DENG Qiu-jie1, 3, LU Zhong-chen2, 3, OUYANG Liu-zhang1, 3, ZHU Min1, 3, WANG Hui1, 3

(1. School of Materials Science and Engineering, South China University of Technology, Guangzhou 510640, China;2. School of Mechanical & Automotive Engineering, South China University of Technology, Guangzhou 510640, China;3. Key Laboratory of Advanced Energy Storage Materials of Guangdong Province, Guangzhou 510640, China)

The mechanical alloying(MA) was used to prepare Al-12%Sn-%MgH2(mass fraction) alloy powder. Then the bulk alloy was obtained by a combination of cold pressing and conventional powder sintering. The effects of MgH2addition on the microstructure and properties of Al-12%Sn were investigated by XRD, SEM, mechanical properties tester and wearing tester. The results show that MgH2addition can achieve Sn phase homogenously distribution in Al matrix. It also can disrupt the oxide film covered on Al particles and increase the sintering activity of Al-12%Sn alloy. With the MgH2addition increasing, the relative density and tensile strength of Al-12%Sn alloy improve significantly. But excessive MgH2addition will bring about brittle phase Mg2Sn, which not only causes the poor of Sn phase in the matrix but also leads to the deterioration of the alloys. In addition, MgH2addition can also improve the wear properties of Al-12%Sn alloy. When the MgH2content is 0.8%, Al-12%Sn alloy exhibits the best mechanical properties and wear properties .

mechanical alloying; Al-Sn based alloy; MgH2; mechanical properties; wear property

Project (2010A011300046) supported by Special Funds for Development and Guidance of High-tech Zone of Guangdong Province, China; Project (2014A030310395) supported by Guangdong Provincial Natural Science Foundation, China; Project (2014ZB0020) supported by the Fundamental Research Funds for the Central Universities, China

2015-07-30; Accepted date: 2016-05-06

WANG Hui, +86-020-87112762; E-mail: mehwang@scut.edu.cn

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2017.03.001

1004-0609(2017)-03-0439-09

TG135

A

廣東省高新區(qū)發(fā)展引導(dǎo)專項(xiàng)計(jì)劃資助項(xiàng)目(2010A011300046)；廣東省自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(2014A030310395)；中央高校基本科研業(yè)務(wù)費(fèi)資助項(xiàng)目(2014ZB0020)

2015-07-30；

2016-05-06

王 輝，教授；電話：020-87112762；E-mail：mehwang@scut.edu.cn