王芬玲，李清松，王天劍，郭維華，周 斌

(東方汽輪機有限公司材料研究中心 長壽命高溫材料國家重點實驗室，四川 德陽 618000)

[收稿日期] 2022-01-17

[通信作者] 王芬玲(1989-)，碩士研究生，工程師，主要從事透平用部件失效分析及金屬材料研究，E - mail：122723321@qq.com

0 前 言

錫基巴氏合金是由以錫基固溶體為基體的α相、硬質相β以及彌散分布的Cu、Sn組成，具有良好的耐磨性、耐蝕性以及嵌入性等，因此在大型汽輪機、壓縮機、艦船等工業(yè)領域，常用巴氏合金作為滑動軸承。然而在各種重載、高速、低速的滑動軸承中，因潤滑油膜失穩(wěn)而導致巴氏合金材料發(fā)生燒瓦和失效的情況十分普遍[1-4]。

在用于汽輪機軸瓦時，軸與軸瓦間有一層油膜，以避免兩者直接接觸產生摩擦。但在實際工作中，當軸高速轉動時，軸瓦表面承受了一定的周期性交變負荷，尤其在啟動及停機時，潤滑油膜往往遭到破壞，此時會出現(xiàn)半干摩擦甚至是干摩擦。此時，滑動軸承與軸頸之間發(fā)生摩擦，產生摩擦熱，當摩擦熱過大時，會使表面的巴氏合金燒傷熔化，導致巴氏合金材料發(fā)生燒瓦和失效[5-7]。

本工作通過對某失效軸瓦表面巴氏合金的化學成分檢查、宏觀及微觀形貌觀察、截面金相組織檢查及能譜分析等，找出了電廠運行過程軸瓦表面的巴氏合金層發(fā)生開裂甚至脫落的根本原因，并提出了改進措施，對軸瓦用巴氏合金進行更細致的運行維護，避免巴氏合金的失效。

1 失效軸瓦概況

推力瓦在運行過程中，長期受軸向力，一般在32 t以下，瞬態(tài)沖擊力可達200 t，為保證工作面的強度，在推力瓦表面利用震動澆鑄一層巴氏合金，并以非巴氏合金端面找正在0.1 mm以內，再機加工巴氏合金表面，保證巴氏合金面的厚度，且與非巴氏合金端面平行度在0.03 mm以內。軸瓦表面的巴氏合金與軸頸之間有一層油膜，且巴氏合金軟基體(α相)內凹，硬質點(β相)外凸，在兩者接觸面上形成微小間隙作為貯油空間，減少兩者之間的摩擦并進行熱傳遞，保證軸瓦工作溫度在100 ℃以下。

本工作分析的失效軸瓦，在機組大修前軸瓦瓦溫呈現(xiàn)一個緩慢增長的趨勢?，F(xiàn)場解剖推力瓦進行觀察，可以發(fā)現(xiàn)推力瓦表面已經明顯出現(xiàn)積碳，軸瓦表面平行度較差，受力發(fā)生改變。去除表面積碳后，部分軸瓦表面的巴氏合金開裂甚至脫落。

2 軸瓦失效原因分析

2.1 軸瓦表面巴氏合金開裂的宏觀檢查

通過對送檢瓦塊的宏觀檢查發(fā)現(xiàn)，在瓦塊表面有一處的巴氏合金已經脫落，另有一處的巴氏合金表面發(fā)生明顯磨損，磨損區(qū)可發(fā)現(xiàn)肉眼可見的裂紋，同時在其表面有多處電蝕坑。

2.2 軸瓦表面巴氏合金化學成分分析

在合金層靠近巴氏合金開裂處表面利用銑刀取屑樣，利用電感耦合等離子原子體發(fā)射光譜儀ICP - OES和分光光度計，按照GB/T 10574.13-2017等對巴氏合金進行成分分析，結果如表1所示?？梢钥闯霭褪虾辖餚b含量高于規(guī)范要求值， Cu含量低于規(guī)范要求值。這是由于在澆注的巴氏合金在凝固過程中，會存在一定的成分偏析現(xiàn)象。此次分析是在巴氏合金層表面取樣，因成分偏析從而導致分析結果中Cu和Pb 2個元素的結果與規(guī)范值存在差異。

表1 化學成分檢查結果(質量分數(shù)) %

2.3 掃描電鏡觀察軸瓦表面裂紋

利用掃描電鏡觀察軸瓦表面巴氏合金各個位置形貌，見圖1。

可以看出在磨損位置處合金層已經開裂，周圍發(fā)現(xiàn)多條微裂紋；合金層表面巴氏合金部分發(fā)生剝落，也可以觀察到明顯的電蝕坑。局部位置放大后也可以觀察到部分表面已經發(fā)生剝落，進行能譜分析，發(fā)現(xiàn)應是表面的硬質相β相(SnSb)剝落，如圖2所示。

2.4 巴氏合金層金相及硬度均勻性檢查

在軸瓦表面開裂位置處取樣觀察巴氏合金層截面金相組織，并利用4%硝酸(HNO3)+酒精腐蝕液進行腐蝕后觀察截面組織，可以看出巴氏合金層在表面β相較少的位置發(fā)生開裂，且開裂位置均可以觀察到疏松等缺陷。進一步觀察開裂位置，發(fā)現(xiàn)巴氏合開裂位置存在組織不均勻現(xiàn)象，巴氏合金層開裂處β相較少，偏析的ε相呈點狀彌散分布，硬度較低，與相鄰的位置組織形態(tài)明顯不同。而未開裂區(qū)域的巴氏合金組織[α相+β相(SnSb)+ε相(Cu6Sn5)，其中灰色基體為Sn固溶體α相，白色方形晶體為β相，彌散分布的針狀相為ε相]形貌完全不同，反查該軸瓦在巴氏合金層曾因澆鑄缺陷而發(fā)生補焊，組織的差異應是開裂區(qū)域補焊的巴氏合金與原始澆鑄的巴氏合金冷卻速率不一致導致的。巴氏合金表面同時可以觀察到明顯的點蝕坑，巴氏合金層和瓦體本體界面結合良好，未見合金層與瓦體剝離現(xiàn)象(脫層)，如圖3所示。

在瓦塊表面不同位置取樣檢測巴氏合金的厚度以及硬度，可以看出不同位置處的巴氏合金層厚度在1.39～1.47 mm范圍內，厚度較均勻；利用洛氏硬度計檢查不同位置處巴氏合金的洛氏硬度均勻性，不同位置處的硬度值存在一定差異，洛氏硬度基本在28.2～32.5 HRC之間。因合金層厚度僅為1.40 mm左右，低于試驗方法標準中被測對象的最低厚度，硬度結果供參考。

2.5 巴氏合金表面能譜分析

對巴氏合金表面的電蝕坑進行能譜分析，結果如圖4所示，發(fā)現(xiàn)該處的Na、O元素含量較高。結合軸瓦表面積碳成分分析結果(見表2)，可以看出該巴氏合金表面積碳中的Na、Zn、Cu、Mg等金屬元素含量明顯高于新油，說明在運行過程中的雜質元素逐漸在軸瓦表面沉積，造成金屬雜質元素的局部富集。

表2 軸瓦表面積碳金屬元素含量分析結果 mg/L

檢測電蝕坑的深度，結果如圖5所示，電蝕坑深度分別為57.8，44.8 μm。

2 分析與討論

軸瓦表面補焊的巴氏合金，由于冷卻速率過快，結晶過程明顯縮短，硬質相β來不及析出，形成過飽和的錫基固溶體，彌散分布的Cu、Sn組織，形貌與澆鑄的完全不同，硬度也低于澆鑄處的巴氏合金。當軸瓦在運行過程中，油膜中較高的C、O含量，造成軸瓦表面逐漸形成積碳，軸瓦推力盤平行度變差，與軸頸之間接觸不均勻，油膜被破壞，一方面，造成巴氏合金與軸頸之間發(fā)生較嚴重的摩擦，摩擦熱積聚使表面溫度升高,當溫度接近和達到基體熔點時,基體開始軟化甚至出現(xiàn)熔融態(tài),并在摩擦力作用下基體表面能發(fā)生塑性流動,形成宏觀所見的摩擦痕跡，導致巴氏合金于硬度較軟且存在焊接缺陷的補焊區(qū)發(fā)生開裂甚至剝落。另一方面，軸瓦與軸頸之間的不均勻接觸，導致軸瓦表面的油膜被阻斷，運行過程中的雜質元素在軸瓦表面進行沉積，高含量的Na元素以及機組運行過程中的水蒸汽液化形成的水分與油形成酸性溶液，較低的pH值造成錫氧化物的水解，巴氏合金基體發(fā)生電化學腐蝕，形成電蝕坑。

在含Cl-的溶液中，溶氧量和OH-濃度會直接影響錫腐蝕的陰極過程[8-10]。而在該軸瓦運行過程中，油中遠高出標準要求的Na含量以及機組運行過程中的水蒸汽液化形成的水分與油形成酸性溶液，較低的pH值造成錫氧化物的水解，使得巴氏合金基體發(fā)生電化學腐蝕[11]。腐蝕過程主要的陽極反應如式(1)、式(2)，陰極反應式如式(3)所示：

陽極過程：

Sn→Sn2++2e

(1)

Sn2+→Sn4++2e

(2)

陰極過程：

O2+2H2O+4e→4OH-

(3)

3 結 論

(1)該軸瓦失效的根本原因是油膜中的雜質元素太高，造成軸瓦表面積碳嚴重，與軸頸之間接觸不均勻，在補焊的較軟巴氏合金處率先發(fā)生開裂甚至剝落。

(2)軸瓦表面油中的Na含量偏高，造成巴氏合金在運行過程中發(fā)生電化學腐蝕，后續(xù)應嚴格控制油品中腐蝕性元素的含量，避免巴氏合金與之發(fā)生電化學腐蝕。