基于金相組織調(diào)控的錫基巴氏合金B(yǎng)83性能改進(jìn)

王建磊, 王棟平, 王曉虎, 賈 謙, 陳潤霖, 崔亞輝

(1.西安理工大學(xué) 機(jī)械與精密儀器工程學(xué)院，西安 710048；2.現(xiàn)代設(shè)計及轉(zhuǎn)子軸承系統(tǒng)教育部重點實驗室(西安交通大學(xué))，西安 710049)

錫基巴氏合金B(yǎng)83是一種常見的滑動軸承減摩層材料，被很多重要設(shè)備如汽輪發(fā)電機(jī)組、核主泵及燃?xì)廨啓C(jī)等采用[1～3].B83具有較低的摩擦系數(shù)和線膨脹系數(shù)以及良好的延展性和嵌入性，特別適合在高速及沖擊載荷工況使用，其重要地位尚難以被其他材料取代[4～5].旋轉(zhuǎn)機(jī)械目前正朝著高速、重載及高精密化的方向發(fā)展，這對B83使用性能提出了更高的要求[6～8].此外，有研究者將彈性金屬塑料材料作為B83的替代品進(jìn)行了一定程度的推廣，但塑料材料自身抗拉伸能力低及耐磨性差等缺陷制約了其應(yīng)用于重要領(lǐng)域[9～10].因此，在原有配方的基礎(chǔ)上進(jìn)行性能改進(jìn)，以提高B83的使用性能是一種較佳的方案.

衡量軸承合金使用性能的物理量有硬度、抗壓強(qiáng)度及磨損量等.硬度決定了軸承承載能力的強(qiáng)弱，抗壓強(qiáng)度決定了軸承的抗交變應(yīng)力及剪切變形的能力，磨損量則決定了軸承的壽命及軸系的運(yùn)轉(zhuǎn)精度.而決定以上幾個物理量特性的是巴氏合金的微觀金相組織，因此，提高巴氏合金的使用性能首先要從對其金相的研究入手[11].Leszczyńska等對經(jīng)熱處理前后錫基巴氏合金的微觀組織進(jìn)行了對比分析，并研究了熱處理對巴氏合金摩擦學(xué)性能的影響[12].Cempura等利用電子斷層掃描觀察和分析了兩種巴氏合金的顯微組織特點，指出了造成其物理學(xué)和摩擦學(xué)性能差異的原因[13].Kalashnikov等從配方入手，在B83液相情況下，采用混合粉末的熱壓工藝制備了引入納米填充劑的復(fù)合材料，并研究了其微觀組成及摩擦學(xué)性能[14].陳大治從金相成分和尺寸入手，分析了影響巴氏合金服役性能的因素，并提出了增強(qiáng)巴氏合金層結(jié)合強(qiáng)度的軸承澆鑄新工藝[15].Valeeva等研究了巴氏合金B(yǎng)83 的結(jié)構(gòu)和磨損過程中結(jié)晶條件的影響，指出液態(tài)鍛造生產(chǎn)的巴氏合金具有最高的耐磨性[16].

進(jìn)行摩擦磨損試驗是一種能快速評定巴氏合金材料摩擦學(xué)性能的方法，廣泛用于對巴氏合金材料的改進(jìn)、制備工藝的優(yōu)化及服役性能的評價.郭正興等以巴氏合金ZSnSb8Cu4與45#鋼為摩擦副，研究了不同試驗參數(shù)下的摩擦磨損行為，獲得了適當(dāng)提高載荷和速度能優(yōu)化其摩擦磨損性能的結(jié)論[17].Zhang等通過銷盤式摩擦磨損試驗研究了不同轉(zhuǎn)速下多層織構(gòu)巴氏合金的摩擦學(xué)性能，研究結(jié)果表明多層織構(gòu)巴氏合金擁有更小的摩擦系數(shù)[18].付艷超等以巴氏合金(B83)和45#鋼為摩擦副，在SST-ST型銷盤式摩擦試驗機(jī)上進(jìn)行干摩擦試驗，并采用超景深三維顯微鏡、SEM及XRD對巴氏合金試樣的摩擦表面進(jìn)行表征，探討了其磨損機(jī)制[19].

本文針對提高滑動軸承減摩層的使用可靠性，從調(diào)控巴氏合金的金相組織出發(fā)，根據(jù)金相特征和力學(xué)及摩擦學(xué)特性之間的特殊聯(lián)系，進(jìn)行錫基巴氏合金B(yǎng)83力學(xué)及摩擦學(xué)性能改進(jìn)，并采用力學(xué)及摩擦學(xué)試驗對改進(jìn)前后的B83進(jìn)行性能對比，評價改進(jìn)效果.

1 基于金相調(diào)控的B83性能改進(jìn)方案

滑動軸承的工作表面需具有良好的磨合性和嵌入性，為良好發(fā)揮軸承合金材料的使用性能，滑動軸承多采用在鋼質(zhì)軸瓦表面涂覆過渡層并澆鑄軸承合金材料的多層結(jié)構(gòu).針對高速旋轉(zhuǎn)機(jī)械軸承，巴氏合金材料的總體技術(shù)要求有3個方面：1)具有較好的力學(xué)性能；2)具有良好的摩擦學(xué)特性；3)具有較好的運(yùn)行可靠性及較長的壽命.研究巴氏合金材料改進(jìn)路線及實現(xiàn)工藝，主要針對3個問題：1)如何獲得對材料改進(jìn)的要求；2)怎樣選取材料改進(jìn)方法及實現(xiàn)工藝；3)如何評價新材料的改進(jìn)效果.

1.1 錫基巴氏合金B(yǎng)83的典型金相組織模型

巴氏合金屬軟基體硬質(zhì)點類合金，分為錫基和鉛基兩類.錫基巴氏合金是在錫銻合金的基礎(chǔ)上添加銅而制得.B83屬于錫基巴氏合金，根據(jù)國標(biāo)《GB/T 1174-92 鑄造軸承合金》中的規(guī)定，B83的配方如表1所示.從表1中可以看出，在B83中Sn元素占質(zhì)量分?jǐn)?shù)的絕大多數(shù)，Sb元素和Cu元素則占少數(shù)，Sb、Cu二者的質(zhì)量分?jǐn)?shù)之和約在16%左右.另外，在B83中還存在有微量的Pb及其他元素，它們所占的總的質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為1.2%.

表1 錫基巴氏合金B(yǎng)83配方表(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

圖1給出了巴氏合金軸承的典型雙金屬結(jié)構(gòu)及錫基巴氏合金B(yǎng)83的典型金相組織模型.由圖1可以看出，金相中占大部分面積的是黑色部分，這部分是Sn的固溶體(α固溶體)，它是B83的軟基體.具有不規(guī)則形狀的塊狀和點狀物質(zhì)是Sn 分別與Sb、Cu形成的化合物SnSb(β相)和Cu6Sn5(ε相)，它們都屬于硬質(zhì)相，其中β相比重小易上浮形成偏析，而ε相可阻止β相的偏析.

1.2 B83金相組織與性能的聯(lián)系

巴氏合金是根據(jù)使用工況而人為發(fā)明的一種合金，其金相組織與力學(xué)及摩擦學(xué)性能有比較緊密的聯(lián)系.在力學(xué)性能方面，B83的硬度主要由其微觀結(jié)構(gòu)中的β相的尺寸和密度所決定，β相密度越大，分布越均勻，其硬度就越高，因此，提高β相的密度可以增加B83的硬度；抗壓強(qiáng)度主要與B83中各相的尺寸相關(guān)，晶粒尺寸越大，B83強(qiáng)度就越低，塑性和韌性也越差.因此，減小β相尺寸就成為提高巴氏合金壓縮屈服強(qiáng)度的重要手段.在摩擦學(xué)性能方面，摩擦系數(shù)f主要與β相、ε相的密度有關(guān)，它們的密度越大，f值越穩(wěn)定；磨損量主要與β相尺寸及分布有關(guān)，β相尺寸過大或分布不均勻均易導(dǎo)致其在干摩擦?xí)r脫落，從而加快軸承的失效.

圖1 錫基巴氏合金金相組織模型圖

Fig.1 Metallographic structure model of tin-based Babbitt alloy

1.3 基于金相調(diào)控的性能改進(jìn)路線

如前所述，巴氏合金的微觀組織性能與力學(xué)和摩擦學(xué)性能有著密切聯(lián)系.為了獲得巴氏合金B(yǎng)83在性能方面的提升，本文從添加其他元素入手，促使B83金相發(fā)生改變，進(jìn)而改善其力學(xué)及摩擦學(xué)性能.

本文選取添加微量金屬Ag及非金屬石墨兩套方案.添加Ag可在巴氏合金中形成Ag和Sn的化合物Ag3Sn，Ag3Sn的形狀與巴氏合金中的(ε相)相似，Ag3Sn的出現(xiàn)既可以消耗B83中Sn，減少軟基體α固溶體，又可以形成骨架使得SnSb(β相)分布均勻，并阻止β相的合并增大.另外，Ag的加入還可以增加B83的延展性，使之更適合于高速工況.本文選擇Ag的添加量占原B83 的1%和3%兩種配比，具體添加過程為：1)將B83與Ag用超聲波清洗10 min，其中B83為塊狀，Ag為200目的顆粒狀；2)對B83與Ag進(jìn)行稱量，Ag的質(zhì)量為B83的1%和3%；3)將B83置于電阻爐中加熱熔化，待溫度為480 ℃時加入Ag，充分?jǐn)嚢韬笊郎刂? 100 ℃并攪拌30 min，而后降溫至400 ℃；4)將合金從電阻爐中取出，倒入模具后在保溫箱緩慢降溫至室溫.使用的設(shè)備及工作流程如圖2所示.

在B83中添加非金屬石墨粉末可起到顆粒增強(qiáng)的作用，離散分布的石墨顆?？梢杂行ё柚筍nSb(β相)的合并增大.另外，石墨的加入還可以增加B83的自潤滑性.石墨粉末在B83中的添加過程為：1)將B83與石墨用超聲波清洗10 min，而后將烘干的石墨制成400目的粉末；2)對B83與石墨進(jìn)行稱量，取石墨的質(zhì)量為B83的1%；3)將B83置于電阻爐中加熱熔化，待溫度為480 ℃時加入石墨，并充分?jǐn)嚢?0 min；4)將合金從電阻爐中取出，倒入模具后在保溫箱中緩慢降溫至室溫.使用設(shè)備與添加Ag時使用的設(shè)備相同.

圖2 B83加Ag工藝的設(shè)備及流程

Fig.2 The equipment and flow path of adding Ag into B83

添加微量Ag和石墨前后的B83金相組織如圖3所示，可以看出，B83金相圖中可清晰看到α固溶體、β相和ε相，但β相尺寸不一且分布不均勻；添加1%Ag后，B83中β相尺寸明顯減小且分布的更加均勻，并且ε相也明顯增多(這時的ε相包括Cu6Sn5和Ag3Sn)；添加3%Ag后β相和ε相同樣得到改善，但發(fā)現(xiàn)有白色片狀不規(guī)則物體，其尺寸比β相略大，推測為Ag的析出物.對疑似析出物進(jìn)行了能譜掃描，獲知為Ag元素，并采用維氏顯微硬度計對其進(jìn)行了顯微硬度測試，顯微硬度值為HV43.62，由此可以判定析出物為單質(zhì)銀；添加1%石墨后，β相尺寸也明顯減小且分布更加均勻.

為準(zhǔn)確將巴氏合金組織結(jié)構(gòu)特征與外在特性緊密聯(lián)系，首先需準(zhǔn)確表征結(jié)構(gòu)特征.本文選用兩個指標(biāo)來表征，分別是平均對角線長度(L)和硬質(zhì)相二維密度(ρ).在巴氏合金金相組織質(zhì)量評定中，通常通過立方形晶體即SnSb結(jié)晶在放大100倍下的對角線長度為評定依據(jù)[20].本文采用測定改進(jìn)前后B83金相組織中β相在放大100倍下的平均對角線長度，并通過金相圖中硬質(zhì)相的二維密度來評定硬質(zhì)相占整個合金的體積分?jǐn)?shù)，表2為對B83改進(jìn)前后金相組織中結(jié)晶分布質(zhì)量的定量評定.

圖3 B83添加微量Ag和石墨前后的金相圖

Table 2 Assessment of distribution quality of crystals in microstructure of B83 and improved B83

Babbitt specimensDiagonal length(L)/mmHard phase density (ρ)/%B834.842.1B83+1%Ag2.646.5B83+3%Ag3.140.6B83+1%Graphite2.844.8

2 B83改進(jìn)材料的性能試驗

與錫基巴氏合金使用性能相關(guān)的參數(shù)主要有兩類，分別是力學(xué)性能參數(shù)和摩擦學(xué)性能參數(shù).力學(xué)性能參數(shù)主要包括布氏硬度HBW和抗壓強(qiáng)度σbc；摩擦學(xué)性能參數(shù)主要包括摩擦系數(shù)f和磨損量Δm.本文將分別對進(jìn)行金相調(diào)控前后的巴氏合金B(yǎng)83展開力學(xué)性能和摩擦學(xué)性能的評價測試.

2.1 力學(xué)性能試驗

布氏硬度是評價巴氏合金耐溫性能的重要指標(biāo)，本文測試不同溫度下布氏硬度，評價B83在高溫工況下的使用可靠性.測量裝置由布氏硬度計和恒溫加熱平臺兩部分組成，如圖4(a)所示.布氏硬度計為HB-3000，測試標(biāo)準(zhǔn)為《GB231.1-2002 金屬布氏硬度試驗》，試驗中鋼球直徑為5 mm，負(fù)載P為250 kgf，負(fù)載保持時間30 s.測量溫度范圍為30～120 ℃，每隔10 ℃進(jìn)行3次硬度采樣，取平均值作為此溫度下的布氏硬度，圖4(b)為布氏硬度的測量結(jié)果.

圖4 B83布氏硬度測量裝置及測量結(jié)果

Fig.4 The measuring equipment and result of Brinell hardness：(a) the sketch map of Brinell hardness measuring equipment；(b) the graphs of hardness of B83 under different temperatures

由圖4(b)可以看出，改進(jìn)前后B83的布氏硬度變化規(guī)律相差不大，但在同一測量溫度下四者相差較為明顯.B83在加入Ag或石墨后的布氏硬度值在30～120 ℃范圍內(nèi)均得到了提高，這是由于Ag和石墨的加入均影響了β相的尺寸及分布.由表2可知，加入石墨后，β相尺寸縮小了41.6%，加入1%Ag后β相尺寸縮小了45.8%，且加入1%Ag后的硬度值略高于加石墨后的值，在105 ℃(軸承報警溫度)時，加1%Ag后的布氏硬度值平均提高了8.6%，這是由于Ag的加入生成了新的點狀硬質(zhì)相(Ag3Sn)，使得金相中硬質(zhì)相密度變大，由原來的42.1%變?yōu)?6.5%，B83組織更加均勻，進(jìn)而提高了其高溫硬度.加入3%Ag后的布氏硬度略微高于B83，但卻低于其他二者，由金相圖中觀測到的Ag偏析，可知其原因為Ag單質(zhì)的抱團(tuán)和偏析，使得金相中硬質(zhì)點局部尺寸增大，組織不均勻.

抗壓強(qiáng)度也是評價巴氏合金使用性能的一項重要的指標(biāo)，本文中抗壓強(qiáng)度在Instron 5500R電子拉伸壓縮試驗機(jī)上測定，測試依據(jù)標(biāo)準(zhǔn)《GB/T 7314-2005金屬材料室溫壓縮試驗方法》.在測試中試驗上下卡具之間的距離為26 mm，試驗加載速度為1 mm/min.

表3給出了抗壓強(qiáng)度的測試結(jié)果，可以看出，加入Ag(1%、3%)后B83的抗壓強(qiáng)度略有增加，分別增加了1.4%和1.9%；加石墨(1%)后B83的抗壓強(qiáng)度減小，比原有B83減小了8.1%，其原因是石墨的加入未與其他材料生成新相，且石墨材質(zhì)抵抗應(yīng)力的能力差于金屬，因此，使B83的強(qiáng)度減弱.

表3B83改進(jìn)前后抗壓強(qiáng)度值

Table 3 The compressive strength of B83 and improved B83

Babbitt specimensCompressive strength σbc/MPaB8384.86B83+1%Ag86.07B83+3%Ag86.45B83+1%Graphite77.99

圖5為壓縮試驗后的試樣照片，從試樣壓縮后的形狀可以看出，加入Ag后B83的延展性獲得了增強(qiáng)，而加入石墨后B83的延展性變差.

圖5 壓縮性能試驗后的試樣照片

綜上分析可知，巴氏合金力學(xué)性能與其金相組織存在密切聯(lián)系，金相中β相和ε相組織尺寸越細(xì)小，分布越均勻，其力學(xué)性能越好.

2.2 摩擦學(xué)性能試驗

本文使用的摩擦學(xué)性能測試設(shè)備是UMT-2型多功能摩擦磨損試驗機(jī)，測試的參數(shù)包括摩擦系數(shù)f和磨損量Δm.試驗采用銷-盤對磨形式，試驗在干摩擦下進(jìn)行.銷的材料為待測的巴氏合金，尺寸為Φ6 mm×15 mm；盤材料為45#鋼，尺寸為Φ30 mm×5 mm.銷和盤表面的粗糙度均為Ra0.8.摩擦系數(shù)測試時間為10 min，磨損量的測試時間為30 min，磨損量通過試驗前后銷的質(zhì)量損失獲得，測量設(shè)備為精度0.1 mg的電子天平.試驗參數(shù)選擇參考了高速機(jī)床及微型燃?xì)廨啓C(jī)的使用工況，試驗的pv值(其中，p為單位面積載荷；v為線速度)為20 MPa·m·s-1，試驗參數(shù)的設(shè)定如表4所示.

表4 摩擦磨損試驗參數(shù)表

金屬產(chǎn)生磨損現(xiàn)象的機(jī)理通常包括粘著磨損、磨料磨損、疲勞磨損等，圖6所示為改進(jìn)前后B83磨損后的掃描電子圖像.

圖6 改進(jìn)前后B83磨損后的掃描電鏡圖片

由圖6可以看到，磨損表面存在大量凹坑，這是由于巴氏合金磨損表面發(fā)生熔融磨損，摩擦過程中產(chǎn)生的大量熱難以通過傳導(dǎo)和輻射消失，摩擦熱聚積使得表面溫度升高，當(dāng)溫度接近α固溶體熔點時，在摩擦力的作用下使得表面能流動，于是硬質(zhì)點一部分脫離摩擦面，一部分破碎成小顆粒留在系統(tǒng)表面.其中圖6(a)中凹坑數(shù)量最多，這是由于原B83中硬質(zhì)點組織粗大且分布不均勻，造成熱量集中，導(dǎo)致磨損嚴(yán)重；圖6(b)、(c)、(d)中凹坑較少，是由于加入Ag和石墨后，B83的β相和ε相的組織均細(xì)小且分布均勻，因此，熱量分布均勻，同時加入的石墨填補(bǔ)了部分凹坑，故圖6(d)中凹坑最少.

在對磨件(45#鋼)硬表面微凸體與巴氏合金軟表面摩擦?xí)r，軟表面受到循環(huán)載荷作用，表面切向力的作用使軟表面發(fā)生塑性剪切，使得表面存在位錯映象力，故最大剪切發(fā)生在亞表面.巴氏合金磨損面位錯模型如圖7所示，可以看到，隨著45#鋼與巴氏合金的不斷對磨，巴氏合金的軟基體變形不斷積累，導(dǎo)致亞表層的位錯堆積，又由于粗大硬質(zhì)顆粒相的存在，使得裂紋逐漸形成并擴(kuò)展.

圖7 B83磨損表面的位錯模型圖

Fig.7 The dislocation model of wear surface of B83：(a)before dislocation；(b)after dislocation

為了更清晰地觀察巴氏合金表面的組織形貌，本文對改進(jìn)前后B83 進(jìn)行了透射電鏡分析，用線切割機(jī)切取 0.3 mm 的薄片，處理后進(jìn)行透射電鏡觀察.圖8為改進(jìn)前后B83的透射電鏡圖片，其中圖8(a)為原B83的透射電鏡圖像，可以觀測到β相的微觀形態(tài)，邊沿鋒利，輪廓不規(guī)則，這樣的輪廓形態(tài)如前面圖7中位錯模型所述，容易與對磨的摩擦副產(chǎn)生鋸齒效應(yīng)產(chǎn)生脫落.

試驗獲得的摩擦系數(shù)曲線如圖9所示，可以看出4條曲線的走勢差別較大.加3%Ag后的摩擦系數(shù)隨時間跳動最為劇烈，由于加入3%Ag發(fā)生了單質(zhì)Ag偏析現(xiàn)象，且Ag的硬度比較小，增大了B83中軟基體的面積，使得組織不夠致密，因此，摩擦系數(shù)變化劇烈原因應(yīng)該是Ag的析出物所致；加石墨1%后的摩擦系數(shù)曲線隨時間變化最為平穩(wěn)，這是因為石墨具有自潤滑性，可降低摩擦副在摩擦?xí)r的表面阻力.

圖8 改進(jìn)前后B83的透射電鏡圖片

圖9 B83改進(jìn)前后的摩擦系數(shù)曲線

Fig.9 The curves of friction coefficient of B83 and improved B83

表5列出了試驗獲得的平均摩擦系數(shù)和磨損量，可以看出，加入Ag和石墨后B83的摩擦系數(shù)降低，由合金相圖分析結(jié)果可知，其原因是Ag和石墨的加入均阻止了β相的不斷增大，使得B83大尺寸的硬質(zhì)相減小，且Ag的加入使ε相增多，材料組織更加均勻致密.從磨損量大小上來看，4種材料的磨損量差別不大，加1%Ag后的磨損量最小，造成這種現(xiàn)象的原因是加1%Ag后使得B83的ε相數(shù)量最多，起到了一定的抗磨作用，同時，Ag具有良好的延展性，Ag的加入使得B83延展性得到增強(qiáng)，降低了磨損量；加入1%石墨后的磨損量最大，原因應(yīng)該是石墨具有層片狀結(jié)構(gòu)，石墨的加入使得B83易于磨損脫落.

表5B83改進(jìn)前后的平均摩擦系數(shù)和磨損量

Table 5 The average friction coefficients and wear losses of B83 and improved B83

Babbitt specimensFriction coefficient fWear loss Δm / mgB830.295.6B83+1%Ag0.204.8B83+3%Ag0.256.2B83+1%Graphite0.186.8

綜合以上力學(xué)和摩擦學(xué)性能測試結(jié)果，3種方案對比：1)加1%Ag可使B83力學(xué)及摩擦學(xué)性能明顯提升；2)加3%Ag可提高硬度和抗壓強(qiáng)度并減小摩擦系數(shù)，但會增大磨損量；3)加1%石墨可提高硬度并減小摩擦系數(shù)，但會降低抗壓強(qiáng)度并增加磨損量.因此，加1%Ag后的B83可以作為本文推薦的軸承選材.

3 結(jié) 論

1)添加微量Ag和石墨可以促進(jìn)B83中硬質(zhì)點的細(xì)化和均布，具體表現(xiàn)為β相數(shù)量的增加和尺寸的減小.加入Ag后可形成了一種新的ε相(Ag3Sn)，但過多Ag的加入會導(dǎo)致單質(zhì)Ag的偏析.

2)力學(xué)性能方面，金相調(diào)控提高了B83的布氏硬度，使其可以在更高溫度下安全使用.特別是加入1%Ag后，B83在105 ℃(軸承報警溫度)的硬度平均提升了8.6%，提高了機(jī)組報警后的反應(yīng)時間.加入1%Ag和3%Ag后B83的抗壓強(qiáng)度分別增加了1.4%和1.9%，加入1%石墨后B83的抗壓強(qiáng)度減小了8.1%.

3)摩擦學(xué)性能方面，金相調(diào)控降低了B83在干摩擦工況下的摩擦系數(shù).由于石墨具有自潤滑性，加石墨后B83摩擦系數(shù)隨時間變化更加穩(wěn)定.加入3%Ag后，由于有Ag析出，此時的摩擦系數(shù)較加入1%Ag和加入石墨后大，且隨時間變化劇烈.金相調(diào)控前后B83磨損量變化不大，從數(shù)值上看加入3%Ag和加入石墨1%后略大.

4)從3種方案的效果比較，加入1%Ag后巴氏合金B(yǎng)83獲得力學(xué)及摩擦學(xué)性能的明顯提升，使之更適用于高速電主軸及微型燃?xì)廨啓C(jī)軸承.