楊子潤，王樹奇，孫 瑜，龐紹平

(1.鹽城工學(xué)院材料工程學(xué)院，江蘇 鹽城 224051;2.江蘇大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，江蘇 鎮(zhèn)江 212013)

氧化磨損是一種重要的磨損形式和磨損機制［1－2］.目前大部分有關(guān)氧化磨損的研究都基于T.F.Quinn，F(xiàn).H.Stott等［3－4］提出的 Quinn 型氧化磨損理論，他們認(rèn)為氧化磨損只與氧化物有關(guān)，而與基體顯微組織及性能無關(guān).隨后的研究均證實了摩擦氧化物對磨損的減磨作用.然而，隨著研究的深入，發(fā)現(xiàn)氧化物層不總是減輕磨損，氧化物不是唯一影響磨損的因素，而基體的顯微組織等對氧化磨損均產(chǎn)生影響［5－12］.研究人員發(fā)現(xiàn)這些現(xiàn)象發(fā)生在相對嚴(yán)酷的工況或試驗條件下［5－12］，并建議將氧化磨損和氧化輕微磨損進行區(qū)別［13－14］.本研究對比分析3Cr3Mo2V鑄鋼和3Cr13鋼在環(huán)境溫度200℃和400℃下的干滑動磨損行為，研究不同鋼種及顯微組織對摩擦氧化物的影響及其磨損行為和磨損機制的變化，探討摩擦氧化物在高溫氧化磨損中減磨的條件.

1 試驗

磨銷(Φ 6 mm×12 mm)材料取自3Cr3Mo2V鑄鋼和3Cr13鋼鍛棒，對磨盤(Φ 70 mm×10 mm)采用C12MoV鋼.鑄鋼采用不氧化法中頻感應(yīng)電爐煉鋼工藝，當(dāng)鋼液溫度達1600℃時，插鋁脫氧后出鋼，澆包中預(yù)先放入稀土，采用沖入法對鋼液進行變質(zhì)處理，在砂型中澆注楔形試樣.

磨銷試驗材料的熱處理工藝、組織和硬度見表1.鑄鋼熱處理工藝:奧氏體化溫度1020℃，保溫20 min，油冷卻，獲得馬氏體組織，采用 200，550和700℃回火，保溫2 h，空冷;分別獲得回火馬氏體、回火屈氏體和回火索氏體.3Cr13鋼的奧氏體化溫度為950℃，保溫20 min，油冷，進行200，600和750℃回火，保溫2 h，空冷，分別獲得回火馬氏體、回火屈氏體和回火索氏體.C12MoV鋼采用奧氏體化溫度1150℃，保溫1 h，油冷;550℃回火3次，每次保溫2 h，空冷;獲得熱穩(wěn)定性好的回火屈氏體組織(HRC=60).

表1 兩種鋼的熱處理工藝、組織和硬度

磨損試驗在MG－200型銷盤式高溫磨損試驗機上進行.磨損試驗參數(shù):環(huán)境溫度分別選擇200和400 ℃;載荷分別為 50，100，150，200，250 和 300 N;轉(zhuǎn)速為1 m·s－1;總行程為1.2 km.在磨損前銷試樣和對磨盤表面采用400目SiC砂紙研磨(表面粗糙度Ra=0.45 μm)，丙酮清洗并吹干.磨損結(jié)束后對磨銷進行清洗和烘干，采用電子分析天平E180(精度為0.01 mg)稱量磨銷在磨損前后的失量.采用JSM－7001F型掃描電子顯微鏡對磨損表面和磨損剖面形貌進行觀察與分析，采用 Rigaku D/max－2500/pc型X射線衍射儀分析磨損表面的物相.

2 結(jié)果與分析

2.1 磨損量

圖1為3Cr3Mo2V鑄鋼和3Cr13鋼的不同回火組織在環(huán)境溫度200℃和400℃時的磨損量.在200℃、載荷50～100 N時，3Cr3Mo2V鑄鋼和3Cr13鋼的各種回火組織的磨損量相近，隨載荷的增加兩種鋼各種組織的磨損量差異增大.在200℃時3Cr3Mo2V鑄鋼比3Cr13鋼具有高的耐磨性，且隨著載荷增加，磨損量變化規(guī)律不同.3Cr3Mo2V鑄鋼的回火馬氏體和回火屈氏體隨載荷從50 N增至100 N時，磨損量降低，且為最低值，隨著載荷的增加，略微提高.而回火屈氏體雖然在50～100 N降低，但隨著載荷增加，磨損量快速提高.3Cr13鋼隨著載荷增加磨損量更快提高，具有高的磨損量，遠高于3Cr3Mo2V鑄鋼.其中3Cr13回火馬氏體與回火屈氏體的磨損量相近，前者略微降低，但明顯低于回火索氏體.在環(huán)境溫度 400℃時，3Cr3Mo2V鑄鋼和3Cr13鋼的各種組織隨著載荷增加，磨損量逐漸提高，在200 N時發(fā)生快速增長.在50～100 N時兩種鋼和各種組織的磨損量相近，超過150 N磨損量差異開始增大.可見，在同一鋼種內(nèi)，相同工況條件下，磨損量最小的為回火屈氏體組織，最大的為回火索氏體組織.且400℃高溫下3Cr13鋼具有比3Cr3Mo2V鑄鋼高的耐磨性.

圖1 兩種鋼不同回火組織在不同環(huán)境溫度中的磨損量

2.2 磨面物相

圖2為3Cr3Mo2V鑄鋼和3Cr13鋼分別在200℃，400℃的條件下磨面的 X射線衍射(XRD)圖譜.

圖2 兩種鋼在不同環(huán)境溫度時磨面的XRD圖譜

3Cr3Mo2V鑄鋼，在200℃、載荷50 N時，磨面僅有極少量的FeO形成;當(dāng)載荷達到及超過100 N時，幾種氧化物物相均在磨面上出現(xiàn)，并隨載荷增加，氧化物衍射峰的強度逐漸增加(圖2a).當(dāng)環(huán)境溫度達到400℃時，氧化物數(shù)量明顯增加，氧化物衍射峰強度要遠超過鐵的衍射峰強度(圖2b).3Cr13鋼，在200℃時，磨面上僅發(fā)現(xiàn)微量的氧化物Fe3O4和Fe2O3形成(圖2c).400℃時，F(xiàn)e3O4和 Fe2O3的數(shù)量顯著增加;隨著載荷增加，氧化物衍射峰強度略增強.可見，磨面上氧化物形成主要受環(huán)境溫度影響，載荷略微影響氧化物形成.但不同鋼種中形成的氧化物數(shù)量與鋼的化學(xué)成分密切相關(guān).

2.3 磨面剖面形貌

通過磨面剖面的形貌觀察，可以更清楚地了解摩擦氧化物層的厚度和形態(tài).圖3為3Cr3Mo2V鑄鋼在不同條件下的磨面剖面形貌.在200℃，50 N時，磨損剖面上幾乎觀察不到氧化物的存在(圖3a)，這與XRD的結(jié)果是一致的;當(dāng)載荷達到100 N及以上時，磨損剖面的部分區(qū)域上覆蓋有由顆粒組成的10 μm厚的氧化物層(圖3b);在400℃，50～200 N時，氧化物層變得非常致密，厚度在10 μm左右(圖3c);當(dāng)載荷達到250 N時，不同的回火組織上所形成的摩擦氧化物的形態(tài)有所差別，對于回火馬氏體和回火屈氏體，為單層氧化物(圖3d);對于回火索氏體，摩擦氧化物發(fā)生變形且向基體內(nèi)部延伸(圖3e).

圖4為3Cr13鋼在不同條件時的磨面剖面形貌.在200℃，50 N時，仍然沒有氧化物層(圖4a);直到較高載荷時，磨面的部分區(qū)域上才出現(xiàn)少量的厚度3 μm的氧化物層(圖4b).當(dāng)環(huán)境溫度達到400℃時，磨面的大部分區(qū)域上均可以觀察到氧化物層，厚度可達到15 μm左右(圖4c);當(dāng)載荷增加到200 N時，回火馬氏體和回火屈氏體發(fā)現(xiàn)有破碎的氧化物層生成(圖4d).但對于回火索氏體，摩擦氧化物發(fā)生變形且向基體內(nèi)部延伸(圖4e).

圖3 不同工況時3Cr3Mo2V鑄鋼磨損剖面形貌

圖4 3Cr13鋼在不同工況時的磨損剖面形貌

3 討論

通過分析，發(fā)現(xiàn)圖1中3Cr3Mo2V鑄鋼和3Cr13鋼在環(huán)境溫度200℃和400℃時，磨損量隨組織和鋼種的變化完全可以由摩擦氧化物的數(shù)量和基體狀態(tài)變化來解釋.

3.1 摩擦氧化物與磨損機制

從XRD結(jié)果可知:3Cr3Mo2V鑄鋼在200℃，50 N時，磨面僅有微量的 FeO形成;當(dāng)載荷達到100 N及以上時，幾種類型氧化物均在磨面上形成，且隨著載荷增加，氧化物略有增加，所形成的少量氧化物的厚度可達10 μm.對于3Cr13鋼，在200℃、荷載達到100 N以上時，磨面上僅發(fā)現(xiàn)微量的氧化物Fe3O4和 Fe2O3形成的1～3 μm氧化物層;到400℃時，氧化物Fe3O4和Fe2O3的數(shù)量顯著增加，厚度達15 μm左右.

鋼在磨損過程中，摩擦氧化物層的形成對磨損機制有著顯著的影響.當(dāng)無摩擦氧化物層時，磨損為金屬－金屬之間接觸;對磨件表面在外力作用下滑動時，真實的接觸面積僅僅是表面的凸臺部分，接觸凸臺上受到的力往往超過鋼的屈服強度，在滑動中接觸凸臺處發(fā)生屈服，出現(xiàn)局部塑性變形及撕裂，因此，磨損機制為粘著磨損.當(dāng)氧化物層厚度達到1～3 μm時，無法完全阻隔金屬－金屬接觸，仍為粘著磨損.當(dāng)氧化物層厚度達到10 μm，完全可阻止金屬之間的直接接觸和粘著，磨損量顯著降低，此時磨損機制為典型Quinn型氧化輕微磨損［1－2］.

然而，Wang S.Q.，Wei M.X.等研究［13－14］表明:磨損機制除與摩擦氧化物數(shù)量或厚度有關(guān)外，還與基體硬度或強度有關(guān).在存在足夠數(shù)量或厚度的摩擦氧化物條件下，基體有足夠硬度支撐氧化物時，磨損機制為Quinn型氧化輕微磨損.這種情況正符合3Cr3Mo2V鑄鋼回火馬氏體和回火屈氏體在200℃，100 N及以上時磨損機制.但是當(dāng)基體沒有足夠硬度，有兩種情況:① 低硬度組織，如回火索氏體;②在高溫、高載下的熱軟化，如3Cr3Mo2V鑄鋼在400℃較高載荷情況下，這時由于基體的低強度或熱軟化，發(fā)生嚴(yán)重變形，導(dǎo)致氧化物大量剝落，磨損量高.此時磨損機制已不是Quinn型氧化輕微磨損，而是具有高磨損量的氧化磨損機制，它在最嚴(yán)重的情況會出現(xiàn)氧化物層變形且向基體內(nèi)部延伸［10－12］.

3Cr3Mo2V鑄鋼回火馬氏體和回火屈氏體在200℃、荷載100 N及以上時，雖然只有少量的氧化物形成，但它們優(yōu)先在接觸凸臺處形成，且該處氧化物層厚度達到了10 μm，同時200℃回火馬氏體和回火屈氏體保持較高的硬度，因此，磨損機制為典型的Quinn型氧化輕微磨損.而回火索氏體組織由于較軟，在200～400℃磨損時發(fā)生顯著的塑性變形，加速氧化物剝落，導(dǎo)致高磨損量，此時磨損機制為氧化磨損.而且出現(xiàn)一個顯著特征，即氧化物發(fā)生變形且向基體內(nèi)部延伸(圖3e，4e)，說明回火索氏體的磨損量是高的.對比之下，回火馬氏體和回火屈氏體在400℃、荷載100 N以上時雖然硬度較高，但磨損時基體發(fā)生熱軟化，同樣產(chǎn)生顯著的塑性變形，加速氧化物剝落，導(dǎo)致高磨損量，故為氧化磨損.

圖5為3Cr3Mo2V鑄鋼和3Cr13鋼典型磨面形貌.在200℃下，3Cr3Mo2V鑄鋼低載時磨面上為粘著磨損的痕跡(圖5a);而3Cr13鋼粘著磨損的痕跡更明顯，且有少量的氧化物零星地出現(xiàn)在磨面(圖5b).Quinn型氧化輕微磨損的磨面出現(xiàn)覆蓋在磨面上的氧化物和少量剝落區(qū)(圖5c).在400℃出現(xiàn)的氧化磨損磨面上可觀察到致密的氧化物層和剝落區(qū);隨著載荷的增加，剝落坑的尺寸增大，磨面變得粗糙(圖5d).

圖5 典型磨損表面特征

3.2 鋼及顯微組織對氧化物和磨損行為的影響

在200℃時，3Cr3Mo2V鑄鋼各種組織磨損量首先在載荷50～100 N時出現(xiàn)下降.一般情況下，磨損量均隨載荷的增加而增加.這一反?，F(xiàn)象的唯一的解釋是磨損機理的轉(zhuǎn)變，即由粘著磨損轉(zhuǎn)變?yōu)檠趸p微磨損.故回火馬氏體和回火屈氏體在載荷大于100 N后，摩擦氧化物的減磨作用導(dǎo)致磨損量隨著載荷的增加僅略微增加.而回火屈氏體由于軟基體導(dǎo)致氧化物剝落加劇，削弱了摩擦氧化物的減磨作用，屬氧化磨損，磨損量較快速提高.

相比之下，3Cr13鋼由于較高含鉻量，在200℃幾乎沒有或有微量摩擦氧化物，其減磨作用幾乎沒有，因此，3Cr3Mo2V鑄鋼由于存在摩擦氧化物的明顯減磨作用，磨損量和增長速率遠低于3Cr13鋼.3Cr13鋼在200℃下為粘著磨損.根據(jù)Archard提出的粘著磨損的磨損公式:

式中:Wv為磨損體積;k為粘著磨損系數(shù);L為法向載荷;S為滑動距離;H為磨銷(軟金屬)的硬度.由公式(1)可以得出，材料的磨損量正比于法向載荷和滑動距離，反比于軟金屬的硬度.各種組織的磨損量隨載荷提高近乎呈線性增加，回火馬氏體略高于回火屈氏體，前兩者明顯高于回火屈氏體.可見，3Cr13鋼磨損量與載荷大致符合Archard公式.

400℃時，3Cr3Mo2V鑄鋼和3Cr13鋼的磨損行為與200℃時出現(xiàn)顯著不同.這時兩種鋼在磨損過程中均出現(xiàn)厚度達到10 μm摩擦氧化物，但同時在較高環(huán)境溫度、摩擦熱和力的作用，摩擦氧化物下的基體發(fā)生熱軟化，因此，摩擦氧化物的減磨作用取決于基體硬度和抗軟化能力［10］.可見，對于同一種鋼，回火索氏體耐磨性最差，回火屈氏體最高.回火屈氏體比回火索氏體具有較高的硬度，比回火馬氏體具有高的熱穩(wěn)定性，因此具有高的抗軟化能力，在磨損過程中可降低氧化物的剝落，而具有高耐磨性.3Cr13鋼回火屈氏體的耐磨性高于3Cr3Mo2V鑄鋼回火屈氏體，也是決定于3Cr13鋼比3Cr3Mo2V鑄鋼在400℃磨損時有更高的抗軟化能力，見圖6.

圖6 兩種鋼在400℃，200 N磨損后亞表面硬度分布

4 結(jié)論

1)200℃時，3Cr3Mo2V鑄鋼比3Cr13鋼具有高耐磨性，其磨損量在50～100 N時降低，回火馬氏體和回火屈氏體隨載荷增加，略微提高，且為最低值;而回火索氏體磨損量快速提高.3Cr13鋼隨著載荷增加磨損量更快提高，具有高磨損量;其回火馬氏體與回火屈氏體的磨損量相近，但低于回火索氏體.

2)3Cr3Mo2V鑄鋼在200℃形成的少量摩擦氧化物，對于回火屈氏體和回火馬氏體可以完全阻止金屬－金屬粘著，為氧化輕微磨損;在400℃形成大量氧化物，但基體發(fā)生熱軟化，為氧化磨損;對于回火索氏體在200～400℃，由于基體軟化，為氧化磨損.3Cr13鋼中高的鉻含量阻礙摩擦氧化物的形成，200℃為粘著磨損，400℃由于基體熱軟化，為氧化磨損.

3)對于同一鋼種，回火索氏體耐磨性最差，回火屈氏體最高.而3Cr13鋼回火屈氏體的耐磨性高于3Cr3Mo2V鑄鋼回火屈氏體，取決于前者比后者有更高的抗軟化能力.

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