表面等離子W-Mo 合金化對(duì)粉末冶金齒輪 組織成分及耐磨性能的影響

魏東博，李民鋒，劉希琴，劉子利， 鄒育文，黃曉霞，鄒德華

（1.南京航空航天大學(xué) 材料科學(xué)與技術(shù)學(xué)院，南京 210016；2.江蘇省汽車粉末冶金工程技術(shù) 研究中心，江蘇 常熟 215534；3.常熟市華德粉末冶金有限公司，江蘇 常熟 215534）

粉末冶金技術(shù)不同于傳統(tǒng)的材料制造技術(shù)，是以金屬粉末為原料，生產(chǎn)各種制品的生產(chǎn)工藝[1]。粉末冶金技術(shù)易于制作形狀復(fù)雜、力學(xué)性能優(yōu)異和高精度的機(jī)械零件，因此在農(nóng)機(jī)、汽車和航空航天等工業(yè)領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用[2-4]。隨著對(duì)汽車變速器齒輪性能的要求不斷提升，興起了對(duì)粉末冶金齒輪的研究[5-6]。采用粉末冶金技術(shù)生產(chǎn)齒輪同樣面臨著齒面耐磨性能不足的問(wèn)題，因此提高粉末冶金齒輪表面的硬度和耐磨性成為發(fā)展的熱點(diǎn)[7-8]。常規(guī)的齒輪多采用低碳鋼制作，經(jīng)表面滲碳或滲氮處理后，能夠獲得較好的表面強(qiáng)化效果。但是滲碳處理的操作溫度高，材料容易變形且表面光潔度差；滲氮處理容易引入氫而產(chǎn)生氫脆，且氮化層較薄，從而限制了其應(yīng)用范圍[9-10]。在離子滲氮的基礎(chǔ)上，徐重教授[11-15]創(chuàng)新發(fā)明了雙層輝光等離子表面冶金技術(shù)（以下簡(jiǎn)稱“雙輝技術(shù)”）。該技術(shù)突破了傳統(tǒng)的滲碳和滲氮技術(shù)應(yīng)用的局限性，把合金元素由少數(shù)的非金屬元素?cái)U(kuò)展到大多數(shù)的金屬元素。賁能軍等[16]采用雙輝技術(shù)對(duì)TC4 鈦合金進(jìn)行滲Mo 處理，使材料表面的硬度與耐磨性得到了顯著的提升；蔣利等[17]采用雙輝技術(shù)實(shí)現(xiàn)了TC4 鈦合金表面W-Mo 合金化，材料的硬度和耐磨性得到了進(jìn)一步的提升。

W 和Mo 都是VB 族元素，晶體結(jié)構(gòu)為體心立方，能夠與基體形成置換固溶體而保證溶解度，同時(shí)W、Mo 和Fe 可以形成多種金屬間化合物，有利于提升合金層的硬度和耐磨性，W-Mo 合金化為粉末冶金齒輪的表面強(qiáng)化提供了新的技術(shù)思路。目前雙輝等離子冶金技術(shù)在材料的表面強(qiáng)化領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用，然而，關(guān)于粉末冶金齒輪的研究報(bào)道較少。本實(shí)驗(yàn)采用雙輝等離子冶金技術(shù)，探索在粉末冶金齒輪表面實(shí)現(xiàn)等離子W-Mo 合金化的工藝，研究所制備的合金層的硬度和耐磨性能，并分析其摩擦學(xué)行為和磨損機(jī)制，評(píng)價(jià)其對(duì)粉末冶金齒輪耐磨性能的影響。本論文的研究將對(duì)粉末冶金齒輪的表面強(qiáng)化提供一種新的技術(shù)途徑。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 W-Mo 合金層的制備

本實(shí)驗(yàn)基體材料為常熟市華德粉末冶金有限公司生產(chǎn)的鐵基粉末冶金齒輪，材料成分如表1 所示。實(shí)驗(yàn)采用的W-Mo 合金靶（φ100 mm×5 mm）化學(xué)成分比為W20%-Mo80%。實(shí)驗(yàn)前用SiC 砂紙?jiān)嚧蚰ピ嚇颖砻妫伖庵链植诙萊a＜0.1 μm，然后在丙酮溶液中超聲波清洗5 min，烘干，最后用砂紙清理靶材表面，以去除雜質(zhì)，在無(wú)水乙醇溶液中超聲清洗5 min，烘干備用。

表1 粉末冶金齒輪合金成分 Tab.1 Chemical composition of powder metallurgy gear wt.%

圖1 雙輝等離子表面合金化設(shè)備圖 Fig.1 Schematic illustration of double glow plasma surface alloying apparatus

雙輝實(shí)驗(yàn)裝置如圖1 所示。腔室中共有三個(gè)電極，殼體作為陽(yáng)極，靶材（源極）和基體（工件極）作為陰極。實(shí)驗(yàn)過(guò)程中將腔室抽至一定的真空度，通入氬氣，達(dá)到預(yù)定氣壓后，將源極和工件極分別與陽(yáng)極通電，產(chǎn)生雙層輝光放電。電離的氬離子在電場(chǎng)的 作用下，不斷地轟擊合金靶，靶材元素濺射并沉積在工件表面，形成合金層。同時(shí)工件經(jīng)氬離子轟擊，使得表面溫度升高，加速了合金元素的沉積與擴(kuò)散[11]。經(jīng)過(guò)工藝參數(shù)的探索，確定實(shí)驗(yàn)參數(shù)如下：源極電壓940 V，陰極電壓550 V，溫度1120 ℃，氣壓40 Pa，試樣表面與靶材間距20 mm，保溫時(shí)間3 h。

1.2 合金層結(jié)構(gòu)表征和顯微硬度測(cè)試

采用SEM 掃描電鏡和EDS 能譜儀表征合金層的表面形貌與化學(xué)成分組成。用顯微維氏硬度儀（HXS- 1000A）測(cè)量基體與合金層的顯微硬度，載荷為100 g，保荷時(shí)間為15 s。沿試樣對(duì)角線以2 mm 間隔選取5 個(gè)目標(biāo)點(diǎn)測(cè)量其硬度值，分析W-Mo 合金層對(duì)粉末冶金齒輪表層硬度的影響。

1.3 摩擦學(xué)性能研究

為了研究W-Mo 合金層的摩擦學(xué)行為，在不同載荷下進(jìn)行往復(fù)式摩擦磨損實(shí)驗(yàn)。通過(guò)研究不同載荷下摩擦系數(shù)、磨痕輪廓、比磨損率和磨痕形貌，分析W-Mo 合金化對(duì)粉末冶金齒輪耐磨性能的影響。實(shí)驗(yàn)儀器為中國(guó)科學(xué)院蘭州化學(xué)物理研究所生產(chǎn)的CET-I型多功能摩擦磨損測(cè)試儀，單方向摩擦行程為5 mm，具體實(shí)驗(yàn)參數(shù)如表2 所示。

表2 摩擦磨損實(shí)驗(yàn)參數(shù) Tab.2 Parameters of friction and wear test

摩擦磨損實(shí)驗(yàn)后，將對(duì)磨小球更換為探頭，測(cè)量磨痕形貌的相關(guān)參數(shù)，以計(jì)算基體與合金層的磨損體積和比磨損率，如式(1)、(2)所示[18]：

式(1)中，V為磨損體積（mm3），L為磨痕長(zhǎng)度（mm），h為磨痕深度（mm），b為磨痕寬度（mm）。

式(2)中，K為計(jì)算所得的比磨損率（mm3/(N·m)），S為實(shí)驗(yàn)過(guò)程中對(duì)磨小球滑動(dòng)的總距離（m），P為摩擦實(shí)驗(yàn)選取的載荷（N）。

2 結(jié)果和討論

2.1 合金層結(jié)構(gòu)分析

圖2 為齒輪W-Mo 合金層的SEM 表面形貌和EDS能譜分析。由圖2a 可知，合金層表面結(jié)構(gòu)均勻致密，未出現(xiàn)孔隙、微裂紋等缺陷。這是因?yàn)楦吣艿入x子體不斷轟擊合金層表面時(shí)，結(jié)合力較好的區(qū)域原子積聚生長(zhǎng)，在表面形成了微小的凸起顆粒。由圖2b 可知，合金層主要是由W、Mo 和Fe 元素組成，各元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為：W 46.56%，Mo 33.21%，F(xiàn)e 20.23%。與靶材的合金成分相比，合金層中W 的占比增加。這是因?yàn)閃 和Mo 的濺射能與濺射率不同，在基體中的擴(kuò)散系數(shù)也不同[19-20]。合金層含有20.23%的Fe，經(jīng)分析是由于腔體材料和支撐材料中的Fe 被氬離子轟擊產(chǎn)生濺射，基體材料被氬離子轟擊產(chǎn)生反濺射，使部分Fe 沉積在材料表面。

W-Mo 合金層的截面形貌與元素分布如圖3 所示。輪齒試樣經(jīng)W-Mo 合金化后的截面宏觀形貌如圖3a 所示，為了更清晰地表征合金層形貌，高倍顯微截面形貌與元素分布如圖3b 所示。W-Mo 合金層與基體結(jié)合緊密，厚度均勻，無(wú)孔隙與脫落。合金層由兩部分組成：表層的沉積層（區(qū)域Ⅰ）與內(nèi)部的互擴(kuò)散層（區(qū)域Ⅱ）。沉積層厚度大約7 μm，主要化學(xué)成分為W 和Mo，互擴(kuò)散層厚度約6 μm。此外，W 和Mo 的含量呈梯度下降，F(xiàn)e 的含量呈梯度上升。元素的梯度分布取決于合金層的形成過(guò)程，靶材濺射出的合金元素在基體表層不斷地沉積，在電場(chǎng)和重力場(chǎng)的作用下，合金元素不斷地向基體內(nèi)部擴(kuò)散，同時(shí)Fe不斷地向合金層擴(kuò)散，在合金層與基體之間形成了互擴(kuò)散層。良好的冶金結(jié)合保證了基體與合金層之間的結(jié)合強(qiáng)度。

圖2 W-Mo 合金層表面形貌與化學(xué)成分 Fig.2 Surface morphology (a) and chemical composition (b) of W-Mo alloy coating

圖3 W-Mo 合金層截面形貌與元素分布 Fig.3 Cross-sectional morphology (a) and elemental composition (b) of W-Mo alloy coating

2.2 顯微硬度分析

采用顯微維氏硬度儀分別測(cè)量了基體與合金層的顯微硬度，實(shí)驗(yàn)結(jié)果如表3 所示，經(jīng)W-Mo 合金化的粉末冶金齒輪的硬度得到了顯著的提升。基體的顯微硬度在136.5～152.8HV0.1之間，平均值為145.8HV0.1；合金層的顯微硬度在310.6～370.6HV0.1之間，平均值為344.4HV0.1。合金層顯微硬度標(biāo)準(zhǔn)差為19.39HV0.1，平均顯微硬度約為基體的2.4 倍，說(shuō)明合金層均勻且顯著地提升了基體的顯微硬度。分析認(rèn)為，經(jīng)雙輝等離子表面W-Mo 合金化后，試樣表面形成了結(jié)構(gòu)完整的W-Mo 合金層，W 和Mo 屬于高硬度金屬，W-Mo合金層既保留了各組元金屬高硬度的特性，合金元素的固溶強(qiáng)化效應(yīng)以及第二相強(qiáng)化作用又能夠阻礙塑性變形過(guò)程中位錯(cuò)的移動(dòng)，從而提高了試樣的表層硬度。

表3 顯微硬度測(cè)量結(jié)果 Tab.3 Results of microhardness test

2.3 摩擦學(xué)性能分析

圖4 是試樣的摩擦系數(shù)曲線和平均摩擦系數(shù)柱狀圖。不同載荷下，基體與W-Mo 合金層的摩擦系數(shù)均存在一定的波動(dòng)，且隨著載荷的增加，摩擦系數(shù)波動(dòng)幅度逐漸減小。與基體相比，合金層的摩擦系數(shù)波動(dòng)較小。經(jīng)W-Mo 合金化后，摩擦系數(shù)由0.6～0.7 降至0.45～0.5 左右，下降了約30%。摩擦系數(shù)能夠在一定程度上反映摩擦磨損實(shí)驗(yàn)中材料的表面粗糙度?；w摩擦系數(shù)的波動(dòng)有兩個(gè)原因[20]：一是基體可能存在粘著磨損現(xiàn)象，摩擦過(guò)程中，摩擦副與基體不斷地發(fā)生粘著與撕裂，導(dǎo)致摩擦系數(shù)的波動(dòng)；二是基體可能存在磨料磨損現(xiàn)象，摩擦過(guò)程中，基體表層材料缺失， 形成了大量的磨屑與凹坑，造成摩擦系數(shù)的波動(dòng)。具體原因需進(jìn)一步結(jié)合磨損形貌判斷。不同載荷下，合金層的摩擦系數(shù)均小于基體，說(shuō)明合金層能夠減少材料的磨損程度。在摩擦實(shí)驗(yàn)初期，試樣表層粗糙度較大，隨著磨損試樣磨損區(qū)粗糙度不斷下降，同時(shí)脫落的磨屑有一定的潤(rùn)滑作用，使穩(wěn)定摩擦階段摩擦系數(shù)降低[21]。隨著載荷的增加，基體與合金層的摩擦系數(shù)有所下降，一方面可能是載荷的增加，使試樣表面產(chǎn)生更大的摩擦熱，達(dá)到了臨界熔化狀態(tài)或者已經(jīng)熔化，降低了試樣表面的粗糙度；另一方面，作用在表面的載荷為正壓力，摩擦過(guò)程中使材料表面的裂紋閉合，降低了材料表面的粗糙度。

圖4 不同載荷下的摩擦系數(shù)曲線與平均摩擦系數(shù) Fig.4 Friction coefficient curves and average friction coefficient under different loads: a) load 270 g; b) load 470 g; c) load 570 g; d) average friction coefficient

圖5 是基體與W-Mo 合金層的磨痕輪廓。磨痕輪廓直觀地反映了試樣的磨損程度，通過(guò)測(cè)量得到磨痕寬度與磨痕深度，從而可計(jì)算試樣的比磨損率。計(jì)算得到的磨損體積和比磨損率如表4 所示。隨著載荷的增加，基體與W-Mo 合金層試樣的磨損程度逐漸增加。不同載荷下，合金層的磨痕寬度和深度均小于基體，說(shuō)明W-Mo 合金層有效地降低了試樣的磨損程度。在570 g 載荷下，W-Mo 合金層的磨痕深度達(dá)到4.67 μm，小于合金層自身的厚度，說(shuō)明W-Mo 合金層并未被磨穿。W-Mo 合金層的比磨損率約為基體的16%～20%，表明W-Mo 合金化顯著地提高了基體的耐磨性能。

圖6 是基體在不同載荷下的磨痕形貌圖?；w磨痕表面殘留大量磨屑與平行于滑動(dòng)方向的犁溝，同時(shí)磨痕區(qū)存在塑性變形痕跡，是典型的磨料磨損與粘著磨損特征；隨著載荷的增加，磨痕寬度逐漸增加，犁溝密度和深度也逐漸增加，出現(xiàn)了大量的粘著區(qū)，表明隨著載荷的增加，試樣的磨損程度加劇。分析認(rèn)為，在材料與對(duì)磨小球不斷摩擦的過(guò)程中，接觸點(diǎn)的溫度升高，發(fā)生點(diǎn)焊現(xiàn)象，在不斷地粘著與撕裂的過(guò)程中 產(chǎn)生了大量的磨屑顆粒與凹坑，使摩擦過(guò)程中磨料磨損和粘著磨損相互促進(jìn)。摩擦的過(guò)程中，材料表面的溫度升高，增加了其塑性，在摩擦力的作用下不斷地發(fā)生塑性變形，并形成了粘著區(qū)。隨著載荷的增加，磨痕表面磨屑數(shù)量減少，但塑性變形區(qū)增加，即粘著磨損現(xiàn)象更加嚴(yán)重。

圖5 不同載荷下基體和合金層的磨痕輪廓 Fig.5 Surface profiles of wear tracks of substrate (a) and alloy coating (b) under different loads

表4 磨損體積與比磨損率 Tab.4 Wear volume and specific wear rate

圖6 不同載荷下基體的磨痕形貌 Fig.6 Wear surface morphology of substrate under different loads

圖7 是W-Mo 合金層在不同載荷下的磨痕形貌圖。與基體相比，合金層的磨損區(qū)域更窄，磨損軌跡更加平滑，說(shuō)明合金層有效地減少了試樣的磨損消耗。磨損軌跡上隨機(jī)分布著少量的磨屑與凹坑，在高倍數(shù)下能看到輕微的刮痕和塑性變形區(qū)，說(shuō)明磨損機(jī)制為輕微的磨料磨損。隨著載荷的增加，磨痕和塑性變形區(qū)面積略微增加，試樣磨損程度有所增加。雙輝技術(shù)制備的W-Mo 合金層與基體為冶金結(jié)合，良好的結(jié)合力保證了合金層質(zhì)量，是提高基體耐磨性能的前提。由于W-Mo 合金層具有更高的硬度和承載能力，在摩擦的過(guò)程中能夠支撐摩擦副，而減小實(shí)際摩擦過(guò)程中的磨損面積，同時(shí)脫落的磨粒很難在合金層表面產(chǎn)生犁削，只能形成較淺的凹槽。以往的研究表明[22]，在高速對(duì)磨的過(guò)程中，W-Mo 合金層表面被加熱到較高的溫度，在磨痕區(qū)可以形成多種氧化物與塑性變形區(qū)，其中Mo 的氧化物能夠起到潤(rùn)滑的作用，以減小合金層的磨耗[23]。經(jīng)雙輝等離子W-Mo 合金化后的基體的耐磨性能得到了顯著的提高。

圖7 不同載荷下合金層的磨痕形貌 Fig.7 Wear surface morphology of W-Mo alloy coating under different loads

3 結(jié)論

1）采用雙輝等離子表面冶金技術(shù)，在粉末冶金齒輪表面制備了W-Mo 合金層，其化學(xué)成分主要為W、Mo 和Fe，合金層與基體之間呈現(xiàn)出良好的冶金結(jié)合，無(wú)孔隙、夾雜等缺陷。

2）基體的顯微硬度平均值為 145.8HV0.1，經(jīng)W-Mo 合金化后，試樣的顯微硬度平均值提升至344.4HV0.1，合金層硬度均勻，約為基體的2.4 倍。W-Mo 合金層顯著地提高了基體的表層硬度，進(jìn)而提高了其耐磨性能。

3）不同載荷下W-Mo 合金層的摩擦系數(shù)、磨損體積均小于基體，合金層的比磨損率約為基體的16%～20%，基體的磨損機(jī)制為磨料磨損和粘著磨損，而W-Mo 合金層則表現(xiàn)為輕微的磨料磨損。W-Mo 合金層顯著地提高了粉末冶金齒輪的耐磨性能。