郝云波，趙 凱，楊 萍，朱忠良，楊 洋，王聯(lián)鳳

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激光熔覆錫基巴氏合金微觀組織和力學(xué)性能

郝云波，趙 凱，楊 萍，朱忠良，楊 洋，王聯(lián)鳳

(上海航天設(shè)備制造總廠有限公司，上海 200245)

錫基巴氏合金具有較低的摩擦因數(shù)、良好的耐磨性及抗膠合性，被廣泛應(yīng)用于航空、航天、船舶、起重機械等設(shè)備軸承零部件表面的耐磨材料。本研究中采用激光熔覆成形(LCD)，在20鋼基體上進行錫基巴氏合金熔覆，并采用光學(xué)顯微鏡(OM)、掃描電子顯微鏡(SEM)、X射線衍射儀(XRD)、能譜分析儀(EDS)對熔覆層和過渡層的微觀組織、相組成和成分分布進行檢測分析；采用萬能拉伸試驗機對不同厚度錫基巴氏合金/20鋼間結(jié)合強度進行測試，并對斷口形貌進行檢測分析。結(jié)果表明：熔覆層微觀組織中分布著較多塊狀析出物，合金層主要由SnSb、Cu6Sn5及錫基固溶體相組成；錫基巴氏合金/20鋼中間界面層厚度約6 μm，兩種合金間的結(jié)合強度隨合金層厚度的增大而增大，錫基巴氏合金/20鋼斷口屬于準解理斷裂。

激光熔覆成形；錫基巴氏合金；20鋼；結(jié)合強度

巴氏合金是1839年由美國人Babbitt發(fā)明的，主要有錫基巴氏合金和鉛基巴氏合金。這種材料是由軟基體和硬質(zhì)點的組織組成，具有良好的減磨性、耐磨性、順應(yīng)性和嵌入性等摩擦磨損性能，因此在工業(yè)領(lǐng)域應(yīng)用廣泛[1?4]。錫基巴氏合金具有較低的膨脹系數(shù)和摩擦因數(shù)，良好的耐磨性、耐腐蝕性、導(dǎo)熱性和韌性被廣泛應(yīng)用于汽輪機、渦輪機、內(nèi)燃機、核電機組等[5]軸瓦表面耐磨材料，應(yīng)用涉及船舶、航空航天及工程機械等領(lǐng)域[6]。錫基巴氏合金制備工藝方法的不同對其微觀組織和力學(xué)性能有重要的影響，常見巴氏合金層的制備方法有掛錫澆注法、掛錫堆焊法、電鍍法、火焰噴涂法、電弧噴涂法等[7]。對于批量小尺寸大的軸瓦，通常采用離心澆注工藝澆注在軸瓦的內(nèi)表面，制成雙金屬軸瓦[8]。離心澆注過程中巴氏合金容易產(chǎn)生微觀偏析、組織粗大、夾渣、氣孔、裂紋、脫胎等缺陷影響滑動軸承的耐疲勞、耐腐蝕和耐磨損等性能，需要切除較厚錫基巴氏合金缺陷層，造成材料嚴重浪費[3]。

為改善離心澆鑄巴氏合金的組織和性能，張偉[5]在離心澆鑄巴氏合金層表面采用高能激光束快速掃描，進行錫基巴氏合金表面激光重熔實驗研究，結(jié)果表明，激光重熔后組織得到細化，硬質(zhì)析出相均勻分布在錫基固溶體中，整個重熔組織致密，無裂紋、氣孔等缺陷，平均硬度提升了25%。為改善錫基巴氏合金層與軸瓦胚體間的結(jié)合強度，張忠禮等[9]通過先在基體表面噴涂Fe-Cr-Al、鉬、Ni-Al合金絲等自結(jié)合材料作為過渡層，厚度約為100 μm，然后再使用電弧噴涂錫基巴氏合金到預(yù)定尺寸，該過渡層對提高巴氏合金與基體金屬的結(jié)合強度具有重要作用。張勝全等[10]研究了釬焊溫度對錫基巴氏合金/鋼基體過渡層組織的影響，結(jié)果表明，隨著釬焊溫度的升高，過渡層厚度增大，合金層中相(Cu6Sn5)的數(shù)量大量減少，相(SnSb)發(fā)生團聚；當焊接溫度為320~340 ℃時，錫基巴氏合金/鋼過渡層硬度(HV)達到141.3~146.2。KOBERNIK等[11]采用等離子電弧沉積法將錫基巴氏合金粉末熔敷到低碳鋼表面，熔合區(qū)分布著極其少量的熔敷金屬及Fe元素構(gòu)成的混合組織，得到的錫基巴氏合金涂層具有更好的耐磨性。DIOUF等[4]通過研究離心澆鑄和重力澆鑄錫基巴氏合金結(jié)合強度，發(fā)現(xiàn)澆鑄過程中冷卻速度影響界面微觀結(jié)構(gòu)從而影響合金與基體的結(jié)合性能。由于鋼在錫池中浸浴時，其表面形成的FeSn2薄層不能提供足夠的粘結(jié)強度，因此，SüRüL等[12]采用在鋅池中浸浴形成FeZn9中間層，實現(xiàn)鋼襯背與巴氏合金的高粘結(jié)強度。采用傳統(tǒng)方式制備錫基巴氏合金出現(xiàn)的主要問題為：兩種金屬結(jié)合強度較低，錫基巴氏合金層組織粗大且容易出現(xiàn)氣孔、夾渣等缺陷，材料去除量大造成錫基巴氏合金的嚴重浪費。針對上述問題，本文作者提出采用激光熔覆的方式在低碳鋼表面制備錫基巴氏合金熔覆層。激光熔覆成形技術(shù)是利用高能激光束熔化金屬表面形成熔池，并將合金粉末同步輸送入熔池最終形成熔覆層的一種工藝方法，主要應(yīng)用于零部件修復(fù)、表面改性及增材制造。目前，國內(nèi)外未見有關(guān)激光熔覆制備低熔點錫基巴氏合金的文獻報道。

本文作者在20鋼基體上采用激光熔覆制備錫基巴氏合金熔覆層，觀察合金層及界面層微觀組織和元素分布，檢測合金層物相組成及兩種合金間結(jié)合強度并對斷口形貌進行分析，為激光熔覆錫基巴氏合金技術(shù)在制備軸承零部件表面耐磨材料的工程化應(yīng)用方面積累了經(jīng)驗。

1 實驗

實驗采用的激光熔覆成形(LCD)設(shè)備主要由激光器、六軸機械臂、雙筒送粉器、冷水機及中央控制柜組成，如圖1(a)所示。激光器采用碟片式激光器，最大輸出功率可達6000 W，實驗過程中采用連續(xù)模式輸出激光。采用純度為99.99%的高純氬氣作為保護氣體和粉末輸送載氣。由于軸瓦胚體常用材料主要為鑄鐵、銅合金、鋼等，故本實驗中采用尺寸為100 mm×100 mm×20 mm的20鋼做基板進行錫基巴氏合金激光熔覆成形。實驗前對基板進行砂紙打磨及無水乙醇清洗，去除表面油污并增加激光吸收率。所用錫基巴氏合金粉末粒度為45~105 μm，錫基巴氏合金粉末對應(yīng)化學(xué)成分如表1所列。實驗前，錫基巴氏合金在真空烘干箱內(nèi)進行70 ℃下烘干400 min以降低粉末中的水含量，增加粉末的流動性。

表1 錫基巴氏合金化學(xué)成分

20鋼熔點約為1500 ℃，而錫基巴氏合金固相點溫度為240 ℃，液相點溫度為370 ℃，因此在成形過程中所需激光能量較低。在熔覆第一層時，因熔覆層直接與20鋼基體接觸，熔覆工藝參數(shù)直接影響兩種合金間的結(jié)合強度。且熔覆第一層時基體溫度較低散熱較快，熔池移動過后能夠迅速凝固。在熔覆后續(xù)層時應(yīng)控制熱輸入量，防止熔覆過程中基體熱累積導(dǎo)致已熔覆錫基巴氏合金熔化而流淌。因此，本研究中采用改變激光功率的方式熔覆第一層和后面層的熔覆。根據(jù)前期工藝實驗，第一層工藝參數(shù)為激光功率2000 W，從第二層起激光功率調(diào)整為800 W，整個熔覆過程掃描速度和送粉速率保持不變，分別為=20 mm/s，=19.97 g/min。

將激光熔覆后的錫基巴氏合金樣塊按照ISO4386標準加工成所需的力學(xué)性能測試樣件，如圖1(b)所示；拉伸樣件尺寸如表2所列，其中a、b、c、d分別代表不同熔覆層厚度下的拉伸樣件。兩種合金間接觸面積約為200 mm2，按照圖1(c)所示的測試方法進行結(jié)合力測試，分析不同合金層厚度對兩合金間結(jié)合強度的影響，并對拉伸斷口進行觀測分析。從熔覆樣塊中部切取樣件進行磨拋腐蝕，并在光學(xué)顯微鏡(OM)、掃描電鏡(SEM)下觀察熔覆層及結(jié)合面微觀組織，采用掃描電鏡附帶的能譜儀(EDS)測試熔覆層各元素組成和分布，采用X射線衍射儀(XRD)對熔覆層相組成進行檢測和分析。

圖1 成形裝備及測試方法

表2 測試樣件尺寸

2 結(jié)果與分析

2.1 宏觀形貌

按照第一層激光功率=2000 W和后續(xù)層激光功率=800 W的工藝參數(shù)在20鋼基體上熔覆錫基巴氏合金，實驗結(jié)果如圖2(a)和(b)所示。由圖2可知，錫基巴氏合金熔覆層表面平整，無明顯的裂紋或氣孔等缺陷，熔覆層兩側(cè)有規(guī)律性堆疊現(xiàn)象。分析認為，機械臂帶動熔覆頭進行直線運動，在起始及終了位置由于加速和減速過程激光束加熱時間相對較長且錫基巴氏合金固相線溫度只有240 ℃，因此，在熔覆起始和終了處，熱量累積引起熔池向外側(cè)流淌，造成熔覆層兩端產(chǎn)生有規(guī)律性的堆疊現(xiàn)象。按照結(jié)合力測試樣件尺寸將熔覆塊體加工成所需的測試樣件如圖2(c)所示，并按照測試方法在萬能拉伸試驗機上進行結(jié)合力測試。從熔覆塊體中部切取尺寸為12 mm×12 mm× 30 mm錫基巴氏合金熔覆樣塊，如圖2(d)所示，磨拋后進行XRD檢測。采用4%的硝酸酒精溶液進行腐蝕及微觀組織觀察。

2.2 微觀組織

微觀組織決定宏觀性能，圖3所示為光學(xué)顯微鏡下測試件不同位置處的微觀組織。圖3(a)所示為光學(xué)顯微鏡下20鋼的微觀組織，20鋼主要由鐵素體和珠光體組成，其中鐵素體對應(yīng)著圖中灰色部分，珠光體對應(yīng)著黑色部分。圖3(b)所示為20鋼與錫基巴氏合金層界面處的微觀組織，由圖可知，錫基巴氏合金層與20鋼結(jié)合界面為一條亮色中間界面層，中間界面層的產(chǎn)生表明錫基巴氏合金與20鋼基體實現(xiàn)了冶金結(jié)合，這對提高兩種合金間的結(jié)合強度至關(guān)重要。圖3(c)所示為錫基巴氏合金熔覆層微觀組織，由圖可見，有較多的菱形塊狀析出物均勻分布在錫基巴氏合金基體中?；w相為黑色部分的錫基固溶體相，基體相中除彌散分布的塊狀析出物，還有細小白色顆粒狀析出物。根據(jù)文獻[13]可初步判斷，塊狀析出物為(SnSb)析出相，細小顆粒狀析出物為(Cu6Sn5)析出相，黑色部分為錫基固溶體相。SnSb相與Cu6Sn5相均屬于硬質(zhì)點顆粒，在摩擦過程中其凸出于表面主要起支撐作用，較軟的基體相具有良好的塑性，主要起減磨作用[1]。軟的基體相在磨擦過程中很快被磨損而下凹，用來儲存潤滑油，硬質(zhì)點顆粒相較為抗磨而凸起，主要承受支撐軸壓力[14]。

圖2 激光熔覆錫基巴氏合金的宏觀形貌

圖3 激光熔覆錫基合金不同位置微觀組織

為更進一步分析錫基巴氏合金層相組成，本研究中采用X射線衍射儀(XRD)對錫基巴氏合金層相組成進行檢測，檢測結(jié)果如圖4所示。結(jié)果表明，錫基巴氏合金層主要有錫基固溶體相、SnSb、Cu6Sn5金屬間化合物相組成。銻與銅一部分溶于錫中形成錫基固溶體起強化基體的作用，主要為四方晶型。另一方面銻、銅與錫形成金屬間化合物SnSb和Cu6Sn5，它們的形成增強了錫基巴氏合金層的硬度、耐磨性。

圖4 錫基巴氏合金XRD譜

在掃描電鏡下對錫基巴氏合金層的微觀組織進行觀察，如圖5(a)所示，可知錫基巴氏合金微觀組織中彌散分布著菱形塊狀析出物，這與光學(xué)顯微鏡下觀察到的微觀組織類似。將菱形塊狀析出物進行局部放大，如圖5(b)所示，菱形塊狀析出物周圍及內(nèi)部分布著較多的深灰色短棒狀析出物。為分析菱形塊狀析出物及短棒狀析出物元素組成，對塊狀析出物、塊體內(nèi)部的短棒狀析出物、塊體附近的短棒狀析出物進行EDS點分析，點分析結(jié)果如表3所列?？芍庑螇K狀析出物中主要為錫、銻元素，錫、銻摩爾分數(shù)比為(Sn)/(Sb)= 45.83/33.83，考慮到錫基固溶體中錫元素對檢測結(jié)果的影響并結(jié)合XRD物相分析結(jié)果可知，菱形塊狀析出物為SnSb相。結(jié)合表3中EDS點分析結(jié)果可知，點1和點3處元素組成基本相同，其中錫、銅摩爾分數(shù)比分別為(Sn)/(Cu)=36.01/40.56和(Sn)/(Cu)= 36.00/42.19基本相同，可知兩處的短棒狀析出物為同一種析出相，考慮到錫基固溶體對Sn元素含量的影響并結(jié)合XRD檢測結(jié)果可知，短棒狀析出物為Cu6Sn5相。

圖5 錫基巴氏合金的微觀組織

表3 錫基巴氏合金EDS點分析結(jié)果

采用EDS面掃對錫基巴氏合金層元素分布進行分析，結(jié)果如圖5(c)所示。不同顏色代表不同元素，顏色的明亮程度代表元素的富集程度。由圖5(c)可知，塊狀析出物主要為銻元素富集，短棒狀析出物主要為銅元素富集，基體相主要為錫元素。因此，驗證了塊狀析出物為SnSb金屬間化合物相，短棒狀析出物為Cu6Sn5金屬間化合物相的結(jié)論。Cu6Sn5不僅在錫基固溶體相中析出，同時在SnSb金屬間化合物相中析出。分析認為激光熔覆屬于快速加熱快速凝固過程，在錫基巴氏合金凝固階段，Cu6Sn5相首先從液相中析出。而塊狀SnSb析出相主要由包晶反應(yīng)生成，如式(1)，根據(jù)Sn-Sb二元相圖[15]可知，當熔池溫度降低到260 ℃時析出相，然后通過包晶反應(yīng)生成軟的固溶體相，并把硬質(zhì)相包裹起來，形成在軟基體相上分布著硬質(zhì)顆粒相的作用。

+→(1)

由于銻比錫輕，形成的相的密度比相的小[14]，因此有上浮的趨勢；而首先從液相中析出的Cu6Sn5相呈骨架結(jié)構(gòu)分布，阻止了SnSb相的上浮[16]，使得硬質(zhì)點相在錫基巴氏合金微觀組織中均勻分布。SnSb相和Cu6Sn5相屬于硬質(zhì)金屬間化合物相，其分布于錫基固溶體中使得錫基巴氏合金硬度增大，塑性降低。

圖6所示為錫基巴氏合金/20鋼結(jié)合面微觀組織及元素分布。由圖6(a)可知，20鋼與錫基巴氏合金之間存在一條明顯的亮白中間界面層，這與光學(xué)顯微鏡下觀察到的情況一致。對中間界面層進行EDS點分析，如圖6(b)所示。有EDS點分析結(jié)果(見表3)可知，中間界面層主要由鐵、銅、錫、銻元素組成。激光熔覆錫基巴氏合金第一層時功率較大，在20鋼表面形成了熔池，錫基巴氏合金與20鋼發(fā)生冶金反應(yīng)。根據(jù)Fe-Sn二元合金相圖[17]可知，鐵與錫在不同溫度下會有不同的析出相存在，如Fe3Sn、Fe3Sn2、FeSn、FeSn2。這些析出相均為脆硬相，適量的Fe-Sn金屬間化合物有利于提升錫基巴氏合金/20鋼結(jié)合強度，脆性相過多則容易在兩種合金界面處產(chǎn)生裂紋。

為分析沿界面各元素分布，本研究采用EDS線掃描沿20鋼向錫基巴氏合金層進行元素線掃，如圖6(c)所示，掃描位置見圖6(a)。由圖可知，沿掃描方向鐵元素含量降低，錫、銻、銅元素含量沿界面層升高。錫基巴氏合金側(cè)銅元素變化幅度較大，分析認為，在錫基巴氏合金側(cè)銅元素產(chǎn)生偏析，生成相導(dǎo)致。根據(jù)線掃描元素分布可知，錫基巴氏合金/20鋼中間界面層在6 μm左右，銅元素在界面處含量突然升高，說明其在界面處有聚集現(xiàn)象。中間界面層的形成表明兩種金屬材料間實現(xiàn)了冶金結(jié)合，這對于提高兩種材料間的結(jié)合強度具有重要意義。

圖6 錫基巴氏合金/20鋼中間界面層

2.3 結(jié)合強度及斷口分析

采用萬能拉伸試驗機對不同厚度的錫基巴氏合金層結(jié)合力進行測試，并按照式(2)進行結(jié)合強度計算：

式中：max為最大剪切應(yīng)力；為200 mm2。

測試結(jié)果如表4所列，隨錫基巴氏合金層厚度的增大，結(jié)合強度增大，這一結(jié)果符合ISO4386提出的規(guī)律。分析認為，合金層厚度較小時，由于剛度低、變形大，在壓力作用下合金層主要發(fā)生撕裂斷裂如圖7(a)和(b)所示，其主要特征是斷口不平整，內(nèi)圈低外圈高，表現(xiàn)為明顯的撕裂狀。當合金層厚度增大時，其剛度相應(yīng)增大，變形量降低，此時撕裂作用不顯著，呈現(xiàn)整體斷裂狀，其典型特征為整個斷口表面平整，如圖7(c)和(d)所示。隨合金層厚度的增加，斷裂形似由撕裂轉(zhuǎn)變?yōu)槔瓟?，因此結(jié)合力逐漸增大。當結(jié)合強度不隨厚度的增加而增加時，此時的結(jié)合強度為絕對結(jié)合強度。

表4 不同厚度對應(yīng)的結(jié)合強度

圖8所示為錫基巴氏合金/20鋼斷口的SEM像。圖8(a)和(c)所示為不同模式下斷口的微觀形貌SEM像。由圖8(a)和(c)可知，斷口上分布著較多菱形塊狀析出物或凹坑。分別對圖8(a)和(c)進行局部放大，如圖8(b)和(d)所示。圖8(b)中斷口上不僅分布著階梯狀光滑的解理面，在其附近也分布著較淺的韌窩。分析認為錫基巴氏合金/20鋼斷口屬于準解理斷裂。錫基固溶體為軟的基體相，在拉伸力作用下主要發(fā)生韌性斷裂形成細小的韌窩狀斷口。SnSb相為塊狀硬質(zhì)金屬間化合物相，鑲嵌于基體相中。在外界拉力作用，由于SnSb相塑性較差，拉伸過程中一方面從基體相中脫落或留于基體相上；另一方面發(fā)生脆性斷裂，形成解理面。圖8(d)所示為分布于斷口上的塊狀SnSb相和短棒狀Cu6Sn5相。

圖7 錫基巴氏合金斷口宏觀形貌

圖8 斷口微觀形貌

3 結(jié)論

1) 采用激光熔覆成形技術(shù)在20鋼板上制備了錫基巴氏合金熔覆層，熔覆層形貌良好，由于機械臂在起始及終了位置存在加速和減速過程，熱量累積，熔覆層兩側(cè)邊緣出現(xiàn)有規(guī)律的堆疊現(xiàn)象，總體形貌較好，無宏觀裂紋和氣孔等缺陷。

2) 錫基巴氏合金微觀組織主要由SnSb、Cu6Sn5、錫基固溶體相組成，Cu6Sn5相的首先析出阻止了塊狀析出物SnSb的聚集，使得硬質(zhì)相顆粒均勻分布在較軟的錫基固溶體基體中，Cu6Sn5相不僅分布于錫基固溶體中同時也分布于塊狀SnSb相內(nèi)。錫基巴氏合金與20鋼間形成了厚度約6 μm的中間界面層，實現(xiàn)了兩種合金間冶金結(jié)合。

3) 隨合金層厚度的增大，錫基巴氏合金/20鋼斷裂形式從撕裂到整體斷裂，結(jié)合強度逐漸增大。錫基巴氏合金/20鋼斷口屬于準解理斷裂。

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Microstructure and mechanical properties of tin-based Babbitt alloy made by laser cladding deposition

HAO Yun-bo, ZHAO Kai, YANG Ping, ZHU Zhong-liang, YANG Yang, WANG Lian-feng

(Shanghai Aerospace Equipment Manufacturer Co., Ltd., Shanghai 200245, China)

Tin-based Babbitt alloy has a low coefficient of friction, good wear resistance and anti-adhesion, which is widely used in aerospace, shipbuilding, cranes and other equipment bearing parts surface wear-resistant materials. In this study, laser cladding deposition (LCD) was used to fabricate tin-based Babbitt alloy on a 20 steel substrate. Optical microscope (OM), scanning electron microscope (SEM), X-ray diffractometer (XRD) and energy dispersive spectrum (EDS) were used to test the microstructure, phase composition and composition distribution of the cladding layer and the transition layer. The universal tensile testing machine was used to test the bonding strength of the tin-based Babbitt/20 steel with different thicknesses. The fracture surface morphology was tested and analysed by SEM. The results show that there are many massive precipitates distributed in the microstructure of the cladding layer. The alloy layer is mainly composed of SnSb, Cu6Sn5and tin-based solid solution phases. The thickness of interface of tin-base Babbitt/20 steel is about 6 μm, the bonding strength between the two alloys increases with the thickness of the alloy layer increasing, and the fracture of the tin-based Babbitt/20 steel belongs to the quasi-cleavage fracture.

laser cladding deposition; tin-based Babbitt alloy; 20 steel; bond strength

Project(2017YFB1103905) supported by the National Key Research and Development Program of China; Project(XC-ZXSJ-02-2016-01)supported by the Shanghai Induction Technology Absorption and Innovation Program, China; Project(17YF1408500)supported by the Shanghai Youth Science and Technology Talent Yang Fan Program, China

2018-02-08;

2018-06-20

HAO Yun-bo; Tel:+86-21-24187144; E-mail: m18221247257@163.com

國家重點研發(fā)計劃資助項目(2017YFB1103905)；上海市引進技術(shù)的吸收與創(chuàng)新計劃資助項目(XC-ZXSJ-02-2016-01)；上海市青年科技英才揚帆計劃資助項目(17YF1408500)

2018-02-08；

2018-06-20

郝云波，助理工程師，碩士；電話：021-24187144；E-mail: m18221247257@163.com

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2018.10.08

1004-0609(2018)-10-2016-08

TG665

A

(編輯 何學(xué)鋒)