高合金鐵基粉末冶金材料摩擦磨損性能的研究

劉 芳，周科朝，李志友

(中南大學粉末冶金國家重點實驗室，長沙410083)

高合金鐵基粉末冶金材料摩擦磨損性能的研究

劉 芳，周科朝，李志友

(中南大學粉末冶金國家重點實驗室，長沙410083)

為了獲得高性能的耐磨材料，采用粉末冶金方法制備了高合金顆粒強化鐵基材料.利用光學顯微鏡、掃描電鏡、能譜分析儀和摩擦磨損實驗研究了干摩擦狀態(tài)下材料的摩擦磨損性能.結(jié)果表明：材料的磨損機理是由粘著磨損、磨料磨損和接觸疲勞磨損共同作用的.本文研究的高合金鐵基粉末冶金耐磨材料，在50 s內(nèi)進入穩(wěn)定磨損階段，能在很短的時間里達到最佳使用效果.干摩擦120 min后，材料的比磨損量小，僅為2.096×10-15kg/(m·N)，摩擦系數(shù)變化不大，在0.05～0.06保持相對穩(wěn)定，說明材料的耐磨性能較好.材料組織中M6C碳化物能保證材料很好的耐磨性能，而M2C碳化物則降低材料的耐磨性能.

高合金;顆粒強化;鐵基粉末冶金材料;干摩擦;耐磨性能;磨損機理

隨著社會的不斷發(fā)展，在一些使用條件差(如使用溫度高、潤滑性差等)的情況下，對材料的各項綜合性能要求越來越高［1-2］.高合金鐵基粉末冶金材料以其成分設計靈活、高硬高強的強化效果好而得到越來越多的關注［3］.

高合金鐵基粉末冶金材料中強碳化物形成元素含量高，因此，會形成大量的碳化物強化相，這些碳化物和基體之間相互依存，相互保護，碳化物保護基體不被犁削，基體則保護碳化物不剝落［4］.摩擦初期，碳化物顆粒與基體在同一水平面上，與對偶件同時接觸.由于碳化物的硬度遠遠高于基體的硬度，使得二者的耐磨性能大有差別:基體的耐磨性差，很快被磨損而凹下;碳化物硬度高，耐磨性好，磨損速率慢，從而逐漸從基體中凸出來.這樣碳化物就承受了主要的載荷，阻止基體進一步被磨損，有效提高材料整體的耐磨性.只有當碳化物顆粒慢慢磨損至與基體同一摩擦面，或者碳化物在持續(xù)的碾壓沖擊下發(fā)生破碎和失效的情況下，基體才會重新參與摩擦［5］.材料的摩擦磨損性能決定于碳化物強化相的類型以及碳化物強化相與基體的結(jié)合程度［6-7］.

本研究制備的高合金鐵基粉末冶金材料在實際應用中與42CrMo材料形成摩擦副，承受高速的相對摩擦.研究這種材料在一定實驗條件下的摩擦磨損性能，有利于對材料磨損失效原因進行深入細致的分析，從而可以有針對性地優(yōu)化材料成分，進一步提高材料的耐磨性能，對特定工況條件下材料的使用情況具有一定的指導意義.

1 實驗

高合金鐵基材料的原始粉料成分配比見表1.其中鐵粉采用水霧化粉，鉬、鉻和釩以鉬鐵、鉻鐵和釩鐵合金粉的形式加入(合金粉成分見表2).碳的添加選用鱗片狀石墨.按表1成分配料后，添加質(zhì)量分數(shù)0.5%的硬脂酸鋅作為潤滑劑，進行滾動球磨混合，混料時間1 h.壓制壓力500～600 MPa.1270℃真空燒結(jié)，保溫2 h.1200℃退火，保溫時間6 h.熱處理淬火溫度1050℃，保溫30 min;回火溫度540℃，保溫60 min.表3為材料的各項性能.

表1 高合金鐵基材料的原始粉料成分配比(質(zhì)量分數(shù)/%)

表2 合金粉末成分(質(zhì)量分數(shù)/%)

在德國F1-M3光學顯微鏡上觀察樣品的金相顯微組織.用美國EDAXInc.公司生產(chǎn)的Sirion200場發(fā)射掃描電鏡進行顯微組織形貌觀察和微區(qū)成分分析.

材料的耐磨性能用美國UMT-3微摩擦磨損實驗機進行.實驗參數(shù):干摩擦，載荷4 N，轉(zhuǎn)速1000 r/min，磨損時間30，60，120 min.對偶材料42CrMo.表3為摩擦副材料的性能.

表3 摩擦副材料的性能

比磨損量Ws=，式中:V為試樣體積損耗

(kg);P為載荷(N);l為磨損距離(m).

2 實驗結(jié)果與討論

2.1 摩擦曲線和磨損量

圖1為高合金鐵基材料摩擦過程中摩擦系數(shù)與時間的關系曲線.由圖1可看出，在摩擦初期，摩擦系數(shù)上升，系統(tǒng)處于跑合階段.這時，摩擦剛開始，材料與對偶件的實際接觸面積較小，它們之間產(chǎn)生的粘著強度較弱，導致摩擦系數(shù)較小，但變化較快.隨后，當試樣表面微突體被磨掉后，摩擦副之間的實際接觸面積增大并趨于穩(wěn)定，摩擦熱效應隨之變大，摩擦振動加劇，使摩擦系數(shù)增大，并在0.05～0.06保持相對穩(wěn)定，進入穩(wěn)定磨損階段.圖1中，材料的跑合階段非常短，在50 s內(nèi)即進入穩(wěn)定磨損階段，非常有利于材料的使用，可以使該磨損系統(tǒng)的材料在很短時間內(nèi)達到最佳使用狀態(tài).

圖1 高合金鐵基材料摩擦系數(shù)與時間的關系曲線

表4為高合金鐵基材料不同摩擦時間(t)的的比磨損量(Ws).由表4可看出，干摩擦30 min后，比磨損量非常小，檢測不出材料的體積損耗.摩擦時間延長，材料磨損加劇，但比磨損量較小，且隨摩擦時間的延長變化不大.干摩擦120 min后，材料的比磨損量僅為2.096×10-15kg/(m·N)，說明材料的耐磨性能較好.

表4 高合金鐵基材料的摩擦性能

2.2 不同干摩擦時間材料表面形貌

圖2為不同干摩擦時間材料摩擦表面的光學圖.在材料的摩擦過程中，由于金屬表面從微觀尺度上看都是粗糙的，有很多微突體.因此，在摩擦初期，金屬表面相互接觸并相對滑動時，這些表面的微突體首先開始接觸.隨著摩擦過程的進行，首先接觸的較高的微突體產(chǎn)生變形，從而使更多的微突體參與摩擦.這些微突體的變形，與隨后摩擦過程中產(chǎn)生的粘著、切削、推碾等一起，使金屬材料表面發(fā)生很大的變化.

由圖2(a)可以看出，高合金鐵基材料干摩擦30 min后，在材料的摩擦表面，發(fā)現(xiàn)有不同深淺的犁溝狀條紋，同時伴有顆粒脫落后留下的孔洞.這種磨損類型為磨料磨損.犁溝是兩個硬度不同材料相互接觸且運動時，較硬的表面突點(或磨料)“犁入”較軟材料表面后形成的，這是導致磨料磨損的主要原因之一.當硬材料表面的突體或硬磨料，在足夠大的壓力下犁入軟表面時，軟材料表面上將發(fā)生塑性變形，從而使表面形貌發(fā)生變化.

由圖2(b)可以看出，高合金鐵基材料干摩擦60 min后，材料表面磨痕明顯變寬變深，磨損類型仍然為磨料磨損.同時，表面孔隙沿著摩擦方向變得扁而長.這是因為孔隙周圍金屬在受到磨粒犁削作用時，被推向磨料的前方，繼而塑性擠壓到與運動方向垂直的犁溝兩側(cè)形成.當犁溝兩側(cè)恰好存在孔隙時，這些塑性變形的金屬便會填充孔隙，從而使孔隙變得扁長.

由圖2(c)可以看出，高合金鐵基材料干摩擦120 min后，材料表面除了犁溝外，還發(fā)生較嚴重的粘著磨損.在這一階段的摩擦過程中，材料在載荷的作用下，與摩擦副材料的摩擦表面發(fā)生塑性變形并粘接在一起，當二者相互運動時產(chǎn)生剪切，從而形成粘著磨損.

由圖2(d)可以看出，42CrMo材料干摩擦120 min后，表面較光滑，沒有明顯的顆粒脫落現(xiàn)象，僅有少許表面粘著痕跡.42CrMo材料硬度(60HRC)比11Mo4Cr2V材料的硬度(50.5HRC)高，摩擦過程中產(chǎn)生磨損的程度低.

圖2 不同干摩擦時間材料摩擦表面的光學圖

2.3 碳化物對材料耐磨性能的影響

圖3為摩擦實驗前和干摩擦120 min后，高合金鐵基材料表面的XRD譜圖.由圖3可看出，摩擦實驗前，材料表面碳化物主要是M6C和M2C碳化物，其余還有少量的MC碳化物和M23C6碳化物(圖3(a)).

干摩擦120 min后，材料摩擦表面碳化物主要是M6C碳化物，且與摩擦實驗前的含量相比變化不大.M2C碳化物的含量下降非常明顯，說明這種碳化物在摩擦過程中存在嚴重的脫落現(xiàn)象. MC碳化物和M23C6碳化物含量較少，且變化很少(圖3(b)).

圖4、表5為摩擦實驗前和干摩擦120 min后，高合金鐵基材料摩擦表面的SEM圖和能譜分析結(jié)果.由圖4(a)可以看出，摩擦實驗前材料中碳化物形貌主要有灰色塊狀、白色塊狀和白色針狀表5的能譜分析結(jié)果(圖4(a)中A點)表明，灰色塊狀碳化物組織中的釩含量很高，結(jié)合XRD譜(圖3(a))，可定性判斷這種塊狀碳化物為MC碳化物.

圖3 高合金鐵基材料表面的XRD譜圖

圖4 高合金鐵基材料表面的SEM圖

圖4(a)中B點的白色塊狀碳化物由許多細小粒狀的白色碳化物團聚而成.圖4(a)中C點的白色針狀碳化物大部分分布在晶界上.能譜分析結(jié)果表明，這兩種碳化物的鉬含量都較高，明顯不同的是針狀碳化物中鐵含量小，而釩含量較高，這樣可以將 M2C碳化物和 M6C碳化物區(qū)別開來［8］.結(jié)合XRD譜圖(圖3(a))，可定性判斷這種白色塊狀碳化物為M6C碳化物，白色針狀碳化物為M2C碳化物.

由圖4(b)可以看出，干摩擦120 min后，材料表面除了犁溝和粘著磨損，還形成了麻坑.這是磨料與材料相互作用而造成的接觸疲勞磨損.在摩擦過程中，磨料顆粒受到法向壓力被壓入材料表面，使表面形成壓坑.材料被磨料顆粒從坑中擠出，發(fā)生塑性變形.磨料顆粒破碎后，發(fā)生應力松弛.這樣，磨料使材料多次變形.當材料的硬度超過材料的強度極限時，形成扁平狀的磨屑.

由表5的能譜分析結(jié)果可以看出，在麻坑周圍和內(nèi)部的灰色組織(圖4(b)中A點、B點)中鐵元素含量很高，同時有少量合金元素，結(jié)合圖3(b)的XRD譜圖可以定性判斷，這種灰色組織為基體.這是材料基體發(fā)生接觸疲勞磨損后脫落而成的磨屑.

在麻坑周圍斷裂、脫落的白色組織(圖4(b)中C點)為富鉬型碳化物，這種組織中的鐵元素含量低，釩元素含量較高，結(jié)合圖3(b)的XRD譜圖可以定性判斷，這種白色針狀富鉬型碳化物為M2C碳化物.這種M2C碳化物割裂基體，使二者之間結(jié)合強度差，碳化物不能被基體很好的固定，易從基體中脫落，成為磨屑加劇磨損.

圖4(b)中D點的白色塊狀碳化物也是富鉬型碳化物，這種組織中的鐵元素含量很高，釩元素含量很低，結(jié)合圖3(b)的XRD譜圖可以定性判斷，這種白色塊狀富鉬型碳化物為M6C碳化物.在白色塊狀的M6C碳化物周圍，沒有看見明顯的裂紋和基體顆粒脫落的現(xiàn)象，說明M6C碳化物和基體的結(jié)合強度高.因此，在摩擦過程中，強化相M6C碳化物承受主要載荷，防止材料的進一步磨損;而基體則保護碳化物不脫落.這種類型的碳化物有利于提高材料的耐磨性能.

表5 高合金鐵基材料的能譜分析結(jié)果(原子分數(shù)/%)

從本文實驗條件下高合金鐵基粉末冶金材料摩擦磨損性能的研究可以看出，組織中不同的碳化物表現(xiàn)出明顯不同的耐磨損行為.M6C碳化物能長時間存在于材料的摩擦表面，提高材料的耐磨性能.M2C碳化物割裂基體，降低材料的耐磨性能.MC碳化物和M23C6碳化物含量較少，對材料耐磨性能影響不大.但以上分析結(jié)果有待在特定工況條件下加以論證.

3 結(jié)論

1)研究的高合金鐵基材料在50 s內(nèi)進入穩(wěn)定磨損階段，能在很短的時間里達到最佳使用效果.

2)干摩擦120 min后，材料的比磨損量小，僅為2.096×10-15kg/(m·N)，摩擦系數(shù)變化不大，在0.05～0.06保持相對穩(wěn)定，說明材料的耐磨性能較好.

3)干摩擦過程中，材料的磨損機理是由粘著磨損、磨料磨損和疲勞磨損共同作用的.材料干摩擦60 min時，磨損形式以磨粒磨損為主，表面磨痕寬且深，同時，伴有少量粘著磨損.干摩擦120 min后，磨損形式以粘著磨損為主，并且出現(xiàn)接觸疲勞磨損特征.

4)材料組織中M6C碳化物能長時間保證材料很好的耐磨性能.M2C碳化物降低材料的耐磨性能.

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Study of wear-resisting property of PM iron-based materials with high alloying elements content

LIU Fang，ZHOU Ke-chao，LI Zhi-you
(State Key Laboratory for Powder Metallurgy，Cent ral South University，Changsha 410083，China)

Particulate reinforced iron-based materials with high alloying elements content were prepared by powder metallurgy processing technique.The wear-resisting property of the materials under dry friction condition was studied by optical microscopy，scanning electron microscopy，energy dispersive spectroscopy and wear test.The results show that the wear mechanism includes abrasive wear-off，adhesive wear-off and fatigue wearoff.The materials enter steady working condition within 50 seconds.After 120 minutes dry friction，wear coefficient of the materials changes between 0.05～0.06 and wear ratio is very low(2.096×10-15kg/(m·N)). The M6C carbides are useful to good wear-resisting property of the materials，while the M2C carbides decrease the wear-resisting property of the materials.

high alloying elements content;particulate reinforced;PM iron-based materials;dry friction; wear-resisting property;wear mechanism

TG115.5 文獻標志碼：A 文章編號：1005-0299(2011)02-0092-04

2010-06-24.

國家自然科學創(chuàng)新團隊資助項目(50721003).

劉 芳(1973-)，女，助理研究員，博士;

周科朝(1962-)，男，教授，博士生導師.

周科朝，E-mail:zhoukechao@mail.csu.edu.cn.

(編輯 呂雪梅)