本發(fā)明涉及cu基滑動軸承材料的制備方法，特別涉及一種放電等離子體輔助球磨制備cu-sn-bi軸承合金的方法。
背景技術(shù)：
：cu基滑動軸承材料是以cu合金為基體，添加潤滑減摩組元，利用鑄造法、粉末冶金等技術(shù)制成的復(fù)合材料。cu基軸承材料中使用最廣泛的強(qiáng)化組元為sn。一方面cu與sn能形成固溶體，產(chǎn)生固溶強(qiáng)化，有利于提高合金的硬度和強(qiáng)度；另一方面，cu-sn固溶體還可以減弱潤滑油中含s化合物的腐蝕。cu基軸承材料中使用最廣泛的潤滑組元為pb，，但pb是一種有害元素，長期使用含pb軸承必然會對環(huán)境和人體造成危害，因此軸承合金去pb化勢在必行。無毒的bi與pb性質(zhì)相近，是一種低熔點金屬，它與cu不固溶，在cu合金中基本以游離態(tài)存在，并且對合金基體強(qiáng)度影響較小。cu-bi合金在摩擦過程中當(dāng)局部油膜發(fā)生破裂時，摩擦熱會引起bi在接觸部位熔化滲出并形成一層起抗粘、減摩作用的保護(hù)膜。這層保護(hù)膜有利于降低摩擦副的摩擦因數(shù)，并使合金磨損量和摩擦副表面溫度降低，從而改善軸承材料的摩擦磨損性能。因此，不含pb的cu-sn-bi合金是一種很有前景的軸瓦材料，有望替代傳統(tǒng)的cu-sn-pb合金。目前，市場上主流的cu基軸承合金通常采用鑄造法和粉末冶金法來制備。但cu-bi為二元互不固溶體系，并且熔點、密度相差較大，采用傳統(tǒng)的鑄造法難免會產(chǎn)生嚴(yán)重的比重偏析和疏松等缺陷。而采用普通的粉末冶金法時，一方面，粉末燒結(jié)形成的離異共晶導(dǎo)致bi相在cu相的晶界處形成網(wǎng)狀組織，割裂了銅合金基體，降低了合金的強(qiáng)度和韌性；另一方面，bi與cu的潤濕性較差，在燒結(jié)過程中易產(chǎn)生偏聚，形成較大的bi相。此外，處于液相的bi在重力作用下容易沉積到合金底部，在合金中形成空隙，破壞合金基體的連續(xù)性，降低合金的力學(xué)性能。本發(fā)明采用放電等離子體輔助球磨方法對cu、sn、bi粉末進(jìn)行機(jī)械合金化處理，通過適當(dāng)?shù)那蚰スに?，可以控制sn和bi基本固溶到cu基體中，形成片狀過飽和固溶體粉末。該粉末更利于燒結(jié)過程中合金致密化，避免了bi產(chǎn)生偏聚或沉積于合金底部的現(xiàn)象，使bi以第二相的形式均勻彌散分布于cu基體中。cn102728839a專利公開了一種不含pb的銅合金滑動材料的制造方法，該專利旨在通過添加組元ag，在ag-bi共晶溫度附近利用高速冷卻生成ag-bi共晶相，從而改善bi的形態(tài)，提高合金的摩擦學(xué)性能，但該發(fā)明對設(shè)備要求較高，同時急冷易造成ag-bi共晶的偏聚，對合金組織及性能產(chǎn)生不良影響。cn101801567b專利公開了一種無pb耐磨軸襯合金及其制造方法，該方法是通過在cu-sn-bi合金基礎(chǔ)上添加平均粒徑小于10μm的fe3p、mo2si等硬質(zhì)顆粒，以改進(jìn)材料的耐磨性，但該發(fā)明所制備的合金抗拉強(qiáng)度、延伸率普遍下降。cn101970701b專利公開了一種燒結(jié)銅合金滑動材料的制造方法，該專利在cu-bi-in系滑動材料中，通過形成盡可能純的bi軟質(zhì)相來提高合金的燒結(jié)性和耐磨耗性，但該發(fā)明制備的合金中bi相分布取決于原始粉末的混合均勻程度，在實際操作時，這一點很難保證。技術(shù)實現(xiàn)要素：為了克服現(xiàn)有技術(shù)的上述缺點與不足，本發(fā)明的目的在于提供一種放電等離子體輔助球磨制備cu-sn-bi軸承合金的方法，解決了cu-sn-bi軸承合金在工業(yè)生產(chǎn)過程中所產(chǎn)生的難燒結(jié)、不致密等關(guān)鍵問題，有利于推向工業(yè)化生產(chǎn)。本發(fā)明的目的通過以下技術(shù)方案實現(xiàn)：一種放電等離子體輔助球磨制備cu-sn-bi軸承合金的方法，包括以下步驟：(1)將cu粉體、sn粉體、bi粉體均勻混合，并在放電等離子體輔助球磨機(jī)中進(jìn)行球磨，獲得cu-sn-bi過飽和固溶體合金粉末；所述cu-sn-bi過飽和固溶體合金粉末中sn粉的質(zhì)量占比為5～15％，bi粉的質(zhì)量占比為1％～10％，余量為cu；(2)將步驟(1)得到的cu-sn-bi過飽和固溶體合金粉末冷壓成型，得到生坯；(3)將步驟(2)得到的生坯在惰性或還原性氣氛下進(jìn)行燒結(jié)，得到cu-sn-bi合金；(4)將步驟(3)得到的cu-sn-bi合金進(jìn)行大塑性變形冷軋，然后對冷軋后的樣品進(jìn)行再結(jié)晶退火，得到cu-sn-bi軸承合金；所述塑性變形冷軋的變形量為20～40％。步驟(1)所述球磨，具體為：采用的轉(zhuǎn)速為600～1200rpm，放電電流為0.5～3a，球料比為10～30:1，球磨時間為1～9h。步驟(1)所述cu-sn-bi過飽和固溶體合金粉末為片狀，尺寸為5-30μm。步驟(1)所述cu粉體、sn粉體、bi粉體的顆粒尺寸為10～30μm。步驟(2)所述冷壓成型，具體為：采用400-600mpa的壓制力進(jìn)行冷壓成型。步驟(3)所述燒結(jié)，具體為：燒結(jié)溫度為700-900℃，燒結(jié)時間為15～30min，在90～100min內(nèi)冷卻至室溫。步驟(4)所述退火，具體為：退火溫度為600-850℃，退火時間為15～30min，在90～100min內(nèi)冷卻至室溫。本發(fā)明的原理是：本發(fā)明采用放電等離子體輔助球磨設(shè)備，利用其細(xì)化效應(yīng)、熱爆效應(yīng)和活化效應(yīng)可以高效率地制備cu-sn-bi過飽和固溶體，通過對球磨工藝參數(shù)的控制可以得到成分均勻的尺寸約為20μm的片狀cu-sn-bi過飽和固溶體粉末，該過飽和固溶體粉末比表面積大，活性高，有利于合金的燒結(jié)。與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明具有以下優(yōu)點和有益效果：(1)本發(fā)明的制備方法通過等離子體輔助放電球磨制備cu-sn-bi合金粉末，可以較好地改善合金粉末分布不均勻，從而使得bi相更均勻細(xì)小地分布在合金基體中。(2)本發(fā)明的制備方法得到的cu-sn-bi軸承合金，基體由cu和sn共同組成，bi不固溶于cu基體中。因此，一方面固溶于cu基體中的sn有效增強(qiáng)了合金的強(qiáng)度；另一方面，游離分布的bi顯著改善了合金的表面性能(如嵌藏性和抗咬合性等)和摩擦學(xué)性能。(3)本發(fā)明的制備方法得到的cu-sn-bi軸承合金，有效實現(xiàn)了合金在強(qiáng)度和塑性上的雙重提高，具有較高的承載能力，同時還具有良好的減摩及嵌藏性能等，是一種較好的軸承材料。附圖說明圖1為本發(fā)明的cu-sn-bi軸承合金的工藝流程圖。圖2a、圖2b和圖2c分別為實施例2、實施例4、實施例5制備的cu-sn-bi合金表面的掃描電鏡圖像；其中圖2a為700℃退火，圖2b為800℃退火，圖2c為850℃退火。圖3a、圖3b和圖3c分別為實施例2、實施例4、實施例5制備的cu-sn-bi合金拉伸后斷口的掃描電鏡圖像；其中圖3a為700℃退火，圖3b為800℃退火，圖3c為850℃退火。圖4a、圖4b和圖4c分別為實施例2、實施例4、實施例5制備的cu-sn-bi合金磨損表面的掃描電鏡圖像；其中圖4a為700℃退火，圖4b為800℃退火，圖4c為850℃退火。具體實施方式下面結(jié)合實施例，對本發(fā)明作進(jìn)一步地詳細(xì)說明，但本發(fā)明的實施方式不限于此。實施例1如圖1所示，本實施例的放電等離子體輔助球磨制備cu-sn-bi軸承合金的方法的步驟如下：將粒徑為10～60μm、純度為99.9％的cu粉，粒徑為10～50μm、純度為99.5％的sn粉、粒徑為10～50μm、純度為99.99％的bi按cu-10％sn-3％bi質(zhì)量百分比進(jìn)行簡單均勻混合，在氬氣保護(hù)下采用放電等離子體輔助球磨機(jī)對混合粉末進(jìn)行細(xì)化和活化處理，得到片狀結(jié)構(gòu)的cu-10％sn-3％bi過飽和固溶體合金粉末。所采用的轉(zhuǎn)速為960rpm，放電電流為1.5a，球料比為30:1，球磨時間為5h。粉末為片狀，尺寸為20μm。將上述cu-10％sn-3％bi過飽和固溶體合金粉末稱取9g裝入直徑為24mm的模具中，采用萬能液壓材料試驗機(jī)在440mpa的壓制力下將合金粉末壓制成塊體生坯；將上述的生坯放在管式真空爐的未加熱區(qū)內(nèi)，抽真空到0.02pa，隨后通入氬氣，重復(fù)一次后保持氬氣在管式爐內(nèi)流動。將爐溫升至850℃后將生坯推入爐中的加熱區(qū)域，保溫20min，將生坯推至未加熱區(qū)域進(jìn)行快速冷卻(在90min內(nèi)冷卻至室溫)；將一次燒結(jié)后的樣品在二輥臥式冷軋機(jī)下進(jìn)行軋制，軋制變形量為30％，然后將冷軋后的樣品進(jìn)行再結(jié)晶退火。與燒結(jié)方法相似，將冷軋樣品放在管式真空爐的未加熱區(qū)內(nèi)，抽真空到0.02pa，隨后通入氬氣，重復(fù)一次后保持氬氣在管式爐內(nèi)流動。將爐溫升至650℃后將冷軋樣品推入爐中的加熱區(qū)域，保溫20min，將冷軋樣品推至未加熱區(qū)域進(jìn)行快速冷卻。實施例2本實施例步驟與實施例1基本相同，所不同的是對冷軋樣品所選的再結(jié)晶退火溫度為700℃。實施例3本實施例步驟與實施例1基本相同，所不同的是對冷軋樣品所選的再結(jié)晶退火溫度為750℃。實施例4本實施例步驟與實施例1基本相同，所不同的是對冷軋樣品所選的再結(jié)晶退火溫度為800℃。實施例5本實施例步驟與實施例1基本相同，所不同的是對冷軋樣品所選的再結(jié)晶退火溫度為850℃。實施例1至實施例5制備的cu-sn-bi合金的性能分析結(jié)果如表1所示：對樣品進(jìn)行冷軋和再結(jié)晶退火后，退火溫度對合金的多方面特性均有影響，包括燒結(jié)致密度、硬度、強(qiáng)度和塑性。當(dāng)退火溫度等于或低于800℃時，合金基本接近全致密；合金硬度隨退火溫度的升高而降低；當(dāng)退火溫度為800℃時，合金的強(qiáng)度和塑性達(dá)到最佳配合。用普通球磨結(jié)合相同粉末冶金工藝所制得的cu-sn-bi合金其致密度低于96.0％，拉伸強(qiáng)度低于240mpa，延伸率低于10％。而本發(fā)明采用的放電等離子體輔助球磨制備的cu-sn-bi軸承合金其性能相比普通球磨有明顯的提高，這說明放電等離子體輔助球磨有利于改善合金粉末的燒結(jié)性能，從而提高合金的力學(xué)性能。表1實施例1至實施例5制備的cu-sn-bi合金的摩擦磨損性能測試結(jié)果如表2所示。所采用的干摩擦磨損條件：載荷為300n、轉(zhuǎn)速為500r/min，磨損時間為30min?？梢钥闯鐾嘶饻囟葹?00℃的合金同樣表現(xiàn)出最佳的耐磨與減摩性配合。表2退火溫度(℃)650700750800850平均摩擦系數(shù)0.450.440.430.330.42磨損體積(mm3)10.98.58.17.38.3實施例2、實施例4和實施例5制備的cu-sn-bi合金的表面(sem)照片如圖2a、圖2b和圖2c所示：其中深灰色部分為cu基體，白色部分為bi相?？梢钥闯?，sn基本固溶于cu基體中，而bi則以第二相的形式分布在cu基體晶界處。退火溫度為700℃的合金中bi主要呈片狀分布，退火溫度為850℃的合金中存在相對較多的孔隙，而退火溫度為800℃的合金組織較為致密且合金中的bi主要呈顆粒狀分布，表現(xiàn)出更好的組織形態(tài)。實施例2、實施例4和實施例5制備的cu-sn-bi合金做拉伸強(qiáng)度測試后，其斷口的掃面電鏡(sem)圖像如圖3a、圖3b和圖3c所示?？梢钥吹?，不同退火溫度的合金斷口均有韌窩存在，呈明顯的韌性斷裂。退火溫度為700℃和850℃的合金其斷口的韌窩相對小而淺，退火溫度為850℃的合金其斷口的韌窩相對大而深，具有更好的塑性。實施例2、實施例4和實施例5制備的cu-sn-bi合金做摩擦磨損測試后，其磨損表面的掃面電鏡(sem)圖像如圖4a、圖4b和圖4c所示?？梢钥闯?，退火溫度為700℃的合金其磨損表面撕裂較為嚴(yán)重，退火溫度為850℃的合金其磨損表面有明顯的黏著剝落坑，而退火溫度為800℃的合金其磨損表面更容易形成一層穩(wěn)定的含bi潤滑層，能起到更好的耐磨減摩效果，其表面也更加完整、光滑。實施例6本實施例步驟與實施例1基本相同，所不同的是cu-sn-bi合金的組分為：cu-15％sn-1％bi。本實施例制備的cu-sn-bi合金其致密度為97.8％，硬度為74hv。實施例7本實施例步驟與實施例1基本相同，所不同的是cu-sn-bi合金的組分為：cu-5％sn-10％bi。本實施例制備的cu-sn-bi合金其致密度為97.4％，硬度為65hv。實施例8本實施例步驟與實施例1基本相同，所不同的是球磨步驟為：采用的轉(zhuǎn)速為600rpm，放電電流為1a，球料比為30:1，球磨時間為2h，所得粉末為片狀，尺寸為30μm。本實施例制備的cu-sn-bi合金其致密度為96.3％，硬度為80hv。實施例9本實施例步驟與實施例1基本相同，所不同的是球磨步驟為：采用的轉(zhuǎn)速為1200rpm，放電電流為3a，球料比為30:1，球磨時間為2h，所得粉末為片狀，尺寸為30μm。本實施例制備的cu-sn-bi合金其致密度為99.4％，硬度為82hv。上述實施例為本發(fā)明較佳的實施方式，但本發(fā)明的實施方式并不受所述實施例的限制，其他的任何未背離本發(fā)明的精神實質(zhì)與原理下所作的改變、修飾、替代、組合、簡化，均應(yīng)為等效的置換方式，都包含在本發(fā)明的保護(hù)范圍之內(nèi)。當(dāng)前第1頁12