Ag、Co、Cr元素對(duì)錫基巴氏合金顯微組織及結(jié)合性能的影響

程戰(zhàn)，董顯，張遠(yuǎn)海，王蒙，龍偉民，，朱挺，張雷，周吉發(fā)，王鑫華

1.中國(guó)機(jī)械總院集團(tuán) 寧波智能機(jī)床研究院有限公司，浙江 寧波 315700

2.鄭州機(jī)械研究所有限公司 新型釬焊材料與技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，河南 鄭州 450001

3.浙江申科滑動(dòng)軸承科技有限公司，浙江 紹興 311800

0 前言

巴氏合金是一種軟基體上分布著硬質(zhì)顆粒相的低熔點(diǎn)軸承合金，以其優(yōu)異的嵌藏性、順應(yīng)性及抗咬合性能廣泛應(yīng)用于汽輪機(jī)、汽車、電力、航空航天等領(lǐng)域的關(guān)鍵軸承部件及鋼制軸承襯套中。近年來(lái)隨著航空航天、軌道交通、海洋航運(yùn)等領(lǐng)域向著高速、重載、大型化等方向飛速發(fā)展，對(duì)滑動(dòng)軸承的可靠性能及承載能力提出了更高的要求，而巴氏合金承載能力低、粘合強(qiáng)度差的特點(diǎn)勢(shì)必造成軸瓦過(guò)早失效［1］。

為改善上述問(wèn)題，研究人員對(duì)其進(jìn)行了更為深入的研究工作。一方面是探索新型巴氏合金的制備技術(shù)。如在靜態(tài)澆注過(guò)程中調(diào)節(jié)澆注溶液溫度、改善掛錫質(zhì)量、改進(jìn)冷卻措施等以避免巴氏合金晶粒過(guò)于粗大，界面結(jié)合層脆性化合物FeSn及FeSn2過(guò)厚［2-3］；或是采用噴涂法如電弧噴涂、液體噴涂及火焰噴涂等工藝將巴氏合金堆積在軸瓦基體表面，但該方式對(duì)設(shè)備要求高，制備的涂層厚度及結(jié)合強(qiáng)度偏低［4-7］；或是采用鍍膜法、磁控濺射等工藝將巴氏合金薄層鍍覆至基體表面，但此工藝成本較高，制備的涂層厚度也有限制［8-9］。也有研究人員采用焊接方式對(duì)損壞的巴氏合金軸瓦進(jìn)行修復(fù)，此種方式需要嚴(yán)格控制施焊溫度，否則會(huì)造成基體溫度過(guò)高，導(dǎo)致界面結(jié)合力降低［10-11］。另一方面是對(duì)巴氏合金進(jìn)行改性強(qiáng)化。陳永紅［12］研究了微量元素Cd對(duì)巴氏合金SnSb11Cu6的微觀組織及力學(xué)性能的作用規(guī)律，發(fā)現(xiàn)Cd元素能夠起到細(xì)晶強(qiáng)化及固溶強(qiáng)化的作用，當(dāng)Cd含量為0.5%左右時(shí)合金強(qiáng)度、塑性及硬度同時(shí)增加。Abioye等［13］通過(guò)粉末冶金工藝將3%～9%SiC加入Sn-Sb-Cu巴氏合金中，發(fā)現(xiàn)添加9%SiC時(shí)性能優(yōu)異，與Sn-Sb-Cu巴氏合金相比硬度提高約43%，抗壓強(qiáng)度提高約55%，耐磨性提高約80%。陳潤(rùn)霖［14］等在ZSnSb11Cu6巴氏合金中加入0～4% Cu粉以研究提高Cu含量對(duì)其力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)添加Cu含量至7%～8%時(shí)可有效提高材料的高溫硬度和軟化溫度。

現(xiàn)有研究通過(guò)改進(jìn)制備工藝或是添加元素及硬質(zhì)顆粒等改善合金性能，鑒于Ag、Co、Cr元素與Sn元素具有較強(qiáng)的親和力，在組織凝固過(guò)程中可調(diào)控基體微觀結(jié)構(gòu)［15-16］。本文通過(guò)感應(yīng)熔煉工藝分別將1%的Ag、Co、Cr加入SnSb12Cu7.5Ni0.9巴氏合金中研究摻雜微量Ag、Co、Cr對(duì)Sn-Sb-Cu巴氏合金微觀組織、界面形貌及粘接強(qiáng)度的影響。本文得到了工信部產(chǎn)業(yè)基礎(chǔ)再造和制造業(yè)高質(zhì)量發(fā)展專項(xiàng)的支持。

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)以SnSb12Cu7.5Ni0.9巴氏合金作為基體，通過(guò)調(diào)控純度為99.9%的鈷塊、銀塊、Cr顆粒的添加比例制備出SnSb12Cu7.5Ni0.9-x（Ag、Co、Cr）合金，其化學(xué)成分如表1所示。采用感應(yīng)熔煉工藝將純錫熔化，隨后加入銅塊、銻塊、鎳絲、銀塊、鈷塊及Cr顆粒調(diào)節(jié)熔煉溫度至550 ℃，保溫1 h，熔煉過(guò)程中加入適量木碳作為覆蓋劑。保溫結(jié)束后降低溫度至480 ℃，隨后加入適量的氯化銨作為精煉劑，精煉結(jié)束后使用純石墨棒攪拌5 min，澆注至預(yù)熱后的模具中，空冷至室溫獲得鑄錠組織。

表1 SnSb12Cu7.5Ni0.9-x（Ag、Co、Cr）巴氏合金名義成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 1 Nominal composition of SnSb12Cu7.5Ni0.9-x（Ag、Co、Cr）（wt.%）

采用線切割截取相同部位的鑄錠及重力澆鑄的巴氏合金/鋼界面試樣，用SiC砂紙進(jìn)行粗磨，選用粒度為2 μm的金剛石拋光膏進(jìn)行精磨，采用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕至變色，通過(guò)蔡司顯微鏡觀察其微觀組織及界面形貌。將巴氏合金/鋼界面試樣機(jī)加工成內(nèi)徑24 mm、外徑38 mm的鋼基體，如圖1所示。巴氏合金層外徑28.82 mm、厚度5 mm，符合國(guó)標(biāo)GB/T 12948—1991《滑動(dòng)軸承 雙金屬結(jié)合強(qiáng)度破壞性試驗(yàn)方法》的標(biāo)準(zhǔn)結(jié)合試樣，隨后通過(guò)萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行測(cè)試，橫梁位移速率為2 mm/min。

圖1 巴氏合金/鋼結(jié)合試樣Fig.1 Babbitt alloy/steel bonding specimen

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 微觀組織

加入Ag、Co、Cr改性的錫基巴氏合金組織如圖2所示。由圖2a可知，巴氏合金基體組織主要由黑色的錫基α固溶體組織（Sb溶于錫的固溶體）、白色方塊狀β相（SnSb）相及細(xì)長(zhǎng)條狀或棒狀的η相（Cu6Sn5）相組成。加入1%Ag元素后，如圖2b所示，白色方塊狀β相（SnSb）尺寸略有減小，顆粒狀的η相（Cu6Sn5）相含量降低。如圖2c所示，加入1%Co元素后，組織中的顆粒狀η相（Cu6Sn5）明顯聚集，相互連接成星狀，方塊狀的β相（SnSb）尺寸也略有減小。加入1%Cr元素后，如圖2d所示，組織中的方塊狀β相（SnSb）尺寸顯著減小，邊角明顯鈍化，顆粒狀的η相（Cu6Sn5）由細(xì)長(zhǎng)條狀轉(zhuǎn)變?yōu)槿湎x狀均勻分布在整個(gè)組織中。

圖2 SnSb12Cu7.5Ni0.9-X（Ag、Co、Cr）巴氏合金顯微組織Fig.2 Microstructure of SnSb12Cu7.5Ni0.9-X（Ag，Co，Cr）Babbitt alloy

巴氏合金力學(xué)性能與微觀組織息息相關(guān)。凝固過(guò)程中，摻雜的高熔點(diǎn)Ag、Co、Cr元素能夠作為結(jié)晶核心，降低形核驅(qū)動(dòng)力，促進(jìn)形核。Ag元素與Cr元素的加入與基體中的Sn元素形成尺寸類似Cu6Sn5相的Ag3Sn、CrSn2化合物［16-17］，Co元素與Sn元素形成花朵狀的CoSn2化合物［18］，而這些化合物的出現(xiàn)一方面會(huì)消耗巴氏合金中的Sn元素，組織中的硬質(zhì)相相比于軟基體α固溶體比例相對(duì)增多，另一方面率先于β相（SnSb）析出，與隨后生成的Cu6Sn5相形成網(wǎng)狀，抑制密度較輕的方塊狀β相（SnSb）上浮，凝固后的合金組織更加細(xì)小均勻。

2.2 界面形貌

界面屬于兩種材料間的連接過(guò)渡區(qū)，是雙金屬?gòu)?fù)合材料特有且極為重要的組成部分。在巴氏合金/鋼基體雙金屬?gòu)?fù)合材料制備過(guò)程中，由于固相鋼基體對(duì)液相巴氏合金溶體的冷作用與液相巴氏合金溶體對(duì)固相鋼基體的熱作用，在鋼基體界面處形成了一層過(guò)渡層，該過(guò)渡層性能的優(yōu)劣影響結(jié)合性能的高低，直接關(guān)系到工件服役過(guò)程中機(jī)組的安全與穩(wěn)定性。SnSb12Cu7.5Ni0.9-x（Ag、Co、Cr）合金界面形貌如圖3所示。由圖3a可知，巴氏合金/鋼界面處存在一薄層過(guò)渡組織，白色方塊狀β相（SnSb）相依托于過(guò)渡層組織形核生長(zhǎng)。加入1%Ag后，過(guò)渡層明顯增厚，巴氏合金側(cè)組織中的條狀η相（Cu6Sn5）相逐漸圓潤(rùn)，如圖3b所示。加入1%Co元素后，界面處存在部分依托于過(guò)渡層生長(zhǎng)的脆性化何物，并向巴氏合金側(cè)延伸。而加入Cr元素后，界面處巴氏合金側(cè)組織較為均勻，組織中的條狀η相（Cu6Sn5）相轉(zhuǎn)變?yōu)閳A潤(rùn)的蠕蟲狀顆粒均勻分布在組織中，部分白色化合物依托于過(guò)渡層向巴氏合金中延伸。在巴氏合金溶體與鋼基體復(fù)合過(guò)程中，結(jié)合界面處發(fā)生了復(fù)雜的物化反應(yīng)，導(dǎo)致了界面區(qū)域原子鍵結(jié)合與原子結(jié)構(gòu)的化學(xué)成分與界面兩側(cè)的基體成分有差異，此外添加的高熔點(diǎn)元素Ag、Co、Cr在凝固過(guò)程中依托于固相鋼基體界面形核生長(zhǎng)，且Ag、Co、Cr元素自身與巴氏合金基體中Sn元素的原子親和力存在差異，故而結(jié)合區(qū)域性質(zhì)明顯區(qū)別于界面兩側(cè)合金。

圖3 SnSb12Cu7.5Ni0.9-X（Ag、Co、Cr）合金界面形貌Fig.3 Interface morphology of SnSb12Cu7.5Ni0.9-x（Ag，Co，Cr）alloy

2.3 結(jié)合強(qiáng)度

采用萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)測(cè)試巴氏合金/鋼基體結(jié)合強(qiáng)度，結(jié)果如圖4所示，斷口形貌如圖5所示?？梢园l(fā)現(xiàn)，未摻雜元素改性時(shí)結(jié)合強(qiáng)度為45.7 MPa，加入1%Ag、Co、Cr后結(jié)合強(qiáng)度均有所提高，其中加入1%Co時(shí)，抗拉強(qiáng)度取得最大值為51.9 MPa。結(jié)合圖5中的斷口形貌可以發(fā)現(xiàn)，基體的斷口中粘接在鋼側(cè)的巴氏合金較少，斷裂于界面處，如圖5a所示；加入1%Ag后鋼側(cè)界面粘接的組織明顯增多，但仍有約1/3處斷裂于鋼基體，如圖5b所示；加入1%Co、Cr后，巴氏合金/鋼結(jié)合試樣斷裂于巴氏合金處，如圖5c、5d所示。

圖4 SnSb12Cu7.5Ni0.9-x（Ag、Co、Cr）合金/鋼基體結(jié)合強(qiáng)度Fig.4 Bond Strength of SnSb12Cu7.5Ni0.9-x（Ag，Co，Cr） Alloy/Steel Matrix

圖5 SnSb12Cu7.5Ni0.9-x（Ag、Co、Cr）合金/鋼基體斷口形貌Fig.5 Fracture morphology of SnSb12Cu7.5Ni0.9-x（Ag，Co，Cr） alloy/steel matrix

界面是雙金屬?gòu)?fù)合結(jié)構(gòu)兩者之間的連接過(guò)渡區(qū)，在澆注過(guò)程中液態(tài)巴氏合金對(duì)固相鋼基體的熱作用及固態(tài)鋼基體對(duì)巴氏合金溶體的冷作用，將在巴氏合金/鋼界面處形成與溶體內(nèi)部不同的界面結(jié)合過(guò)渡區(qū)，該結(jié)合過(guò)渡區(qū)的結(jié)構(gòu)包括界面處析出相、界面處元素相互擴(kuò)散情況、界面微區(qū)結(jié)構(gòu)、結(jié)合狀態(tài)、是否有新的化合物形成及是否存在缺陷等，其結(jié)構(gòu)的狀態(tài)關(guān)乎于結(jié)鋼基體結(jié)合強(qiáng)度。

3 結(jié)論

（1）SnSb12Cu7.5Ni0.9合金中添加1wt.% Ag、Co、Cr元素能過(guò)改善合金組織。Ag、Co、Cr元素以Ag3Sn、CoSn2、CrSn2化合物的形式存在于組織中，方塊狀SnSb相細(xì)化且尖角略有鈍化，顆粒狀η相（Cu6Sn5）相由細(xì)長(zhǎng)條狀逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槿湎x狀。

（2）巴氏合金/鋼基體界面處存在一層相互連接的過(guò)渡層，分別添加1%Ag、Co、Cr后界面處過(guò)渡層厚度增加，組織均勻性改善，巴氏合金/鋼基體結(jié)合強(qiáng)度提高，其中添加1%Co元素的結(jié)合強(qiáng)度最高為51.9 MPa，較基體提高了13%。

（3）對(duì)比三種改性成分巴氏合金的微觀組織及界面結(jié)合強(qiáng)度，加入1%Co元素獲得的力學(xué)性性能最佳，更適用于高速、重載的軸瓦材料。