屈盛官 尹聯民 賴福強 肖傳偉 李小強

(華南理工大學 機械與汽車工程學院， 廣東 廣州 510640)

氣門是發(fā)動機的關鍵零部件，由于其工作于高溫、交變載荷沖擊、復雜燃燒氣氛沖刷和腐蝕等惡劣環(huán)境中，容易產生磨損[1- 3]，而3Cr23Ni8Mn3N奧氏體耐熱鋼(簡稱23-8N鋼)具有良好的機械性能、耐高溫、耐腐蝕以及抗磨損等性能，在現代發(fā)動機氣門中得到了廣泛的應用.23-8N鋼在不同熱處理狀態(tài)下，晶內彌散碳化物的析出狀態(tài)及數量有較大差別，直接影響其力學性能、耐蝕性和耐磨性[4].到目前為止，針對23-8N鋼的研究主要集中在熱處理工藝對材料的硬度、析出組織和晶粒度以及機械性能和耐蝕性能的影響等方面[5- 7].23-8N鋼作為發(fā)動機排氣門的主要材料之一，其高溫摩擦磨損性能至關重要，但對于23-8N鋼的耐磨性(尤其是高溫耐磨性)的研究鮮有報道.文中采用全時效和固溶+時效兩種不同熱處理工藝對23-8N鋼進行處理，研究其物相組成和顯微硬度的變化，以及在400～650 ℃高溫條件下材料的摩擦磨損性能，探討材料的組織物相、顯微硬度、晶粒大小和溫度對其磨損機制的影響，為氣門的應用和失效分析提供理論依據.

1 實驗

1.1 材料制備

實驗材料為3Cr23Ni8Mn3N鋼，其主要成分如表1所示.

完全時效熱處理工藝參數為800 ℃保溫16 h后空冷，固溶+時效熱處理工藝參數為1 170 ℃保溫1 h后水冷+800 ℃保溫16 h后空冷；而后將材料加工成直徑為6 mm的球頭銷，分別記為A類試樣和B類試樣，如圖1(a)中的上試樣所示.文中選取熱作模具鋼3Cr3Mo3W2V(簡稱HM1)作為其對摩盤，硬度為57.2 HRC，其主要成分如表1所示.鐓壓成型后加工成直徑43 mm、厚度4 mm的圓盤，如圖1(a)中的下試樣所示.對球頭銷的表面及圓盤試樣表面進行機加工和磨削處理，使其表面粗糙度值Ra小于0.8 μm.

表1 23-8N鋼及其對摩副材料的成分1)Table 1 Composition of 23-8N and the friction material %

1)質量分數.

圖1 摩擦磨損試驗原理和磨損體積計算示意圖

Fig.1 Schematic representation of the wear test and the calculation of wear volume

1.2 組織分析及性能測試方法

23-8N試樣表面經機加工、打磨及拋光后，在王水溶液中進行侵蝕，利用環(huán)境掃描電子顯微鏡Quanta 200(分辨率：3.0 nm，放大倍數：12～105)觀察試樣表層組織以及試樣的磨損形貌和磨屑；使用激光光譜儀和EDS能譜儀分析試樣的成分；通過D8 ADVANCE型X射線衍射儀進行材料的物相分析(銅靶，入射線波長0.154 18 nm，Ni濾波片，管壓40 kV，管流40 mA，掃描步長0.02°，掃描速度19.2s/步)；利用TH 320型全維氏硬度計測量試樣表面的顯微硬度，不同位置測量10次后取其平均值.

1.3 高溫端面摩擦磨損試驗

在MMU-10G型高溫端面摩擦磨損試驗機上進行材料的摩擦磨損試驗，下試樣為HM1圓盤試樣，上試樣為3Cr23Ni8Mn3N的球頭銷試樣.圖1為高溫端面摩擦磨損試驗示意圖，試驗參數如下：干摩擦，載荷300 N，轉速60 r/min，試驗開始時低速預磨10 s，單次試驗時長1 h，溫度分別設置為25、400、500、600和650 ℃.

圖1(b)為球頭銷試樣磨損體積求解示意圖，利用環(huán)境掃描電子顯微鏡對球頭銷的最大磨損面A進行多次測量后取其平均值，從而得到最大磨損面A的半徑a；通過游標卡尺測得球頭半徑r，試樣磨損后的剩余高度b和球頭銷磨損體積V為

(1)

(2)

2 結果與討論

2.1 試樣物相分布及金相組織

兩種不同熱處理試樣的X射線衍射圖譜如圖2(a)所示，可以發(fā)現兩種試樣的主要組成相都為奧氏體.如圖2(b)中a處所示，試樣A(完全時效)的晶粒較細小且均勻，晶界中間較光滑，沒有明顯的析出物，而圖2(b)中b處晶界分布著零散的層狀組織，這將會降低材料的韌性、疲勞強度和耐蝕性能[3- 4].試樣B(固溶+時效)的金相組織如圖2(c)所示，此時晶粒較粗大且很不均勻，在晶界中間也零散地分布著一些細小條狀組織(a處)，而b處局部有樹枝狀析出組織出現，主要是由于固溶溫度高于相變溫度，促進材料晶粒長大，同時析出相的大小和數量也隨之增加.

2.2 試樣及對摩盤的硬度

試樣A的平均硬度為(288.1±2.98) HV0.2，而試樣B的平均硬度為(296.2±5.71)HV0.2，試樣B的顯微硬度略高于試樣A，主要是由于B類試樣上分布有細小的條狀組織(Si的硬質相)，且晶粒大小的不均勻性使得其顯微硬度波動比較大[4]；而試樣A中有層狀組織析出，且晶粒尺寸較小，從而解釋了其略低一點的硬度測量數值和較小的硬度波動范圍.試驗對摩盤HM1的平均硬度為(57.2±0.25)HRC.

圖2 23-8N試樣的XRD譜和金相組織Fig.2 XRD patterns and microstructure of 23-8N specimens

2.3 摩擦與磨損性能

圖3(a)和3(b)分別為試樣A和B在25、400、600、650 ℃時的摩擦系數曲線變化趨勢.常溫下整個磨損過程可分為3個階段：磨合磨損階段、穩(wěn)定磨損階段以及劇烈磨損階段[3,8].在磨合磨損階段，摩擦系數急劇升高，這主要是由于機加工后的摩擦副表面具有微觀和宏觀幾何缺陷，導致初始摩擦時的實際接觸峰點壓力高[8- 10]；試樣A的摩擦系數初始值比較高，這可能是由試樣表面的微凸體較軟、磨合磨損過程較短引起的.隨著測試溫度的升高，兩種試樣的摩擦系數明顯降低，且變化越來越平穩(wěn)，原因是高溫對摩擦副表面的微凸體起到了變軟作用，導致磨損過程中各階段的區(qū)分不明顯.

圖4(a)為兩種試樣的穩(wěn)態(tài)摩擦系數，可見溫度對各摩擦副間的摩擦系數影響較大.由于常溫下對摩副材料硬度都較高，兩者直接剛性接觸，引起了劇烈摩擦導致其摩擦系數最大[11- 13]；隨著測試溫度的增加，兩種試樣的摩擦系數都呈先減少后增大的趨勢，主要是因為高溫使摩擦副材料表面逐漸被氧化膜覆蓋，氧化膜的潤滑作用降低了摩擦的劇烈程度，

圖3 23-8N試樣在選定溫度下的典型摩擦系數曲線

Fig.3 Typical friction coefficient curves of 23-8N at selected temperatures

進而降低了摩擦系數，但隨著溫度的進一步升高，氧化膜逐漸被破壞，承載力降低，導致兩對摩副直接接觸，引起摩擦系數升高[13- 14].在各個溫度下，試樣B的穩(wěn)態(tài)摩擦系數都低于試樣A的穩(wěn)態(tài)摩擦系數，說明試樣B的摩擦性能優(yōu)于試樣A.

圖4 兩種試樣的穩(wěn)態(tài)摩擦系數、磨損體積與溫度的關系圖

Fig.4 Relationship of two specimens’ steady friction coefficient and wear volume with temperature

圖4(b)為兩種試樣的磨損體積和溫度的變化關系.由圖可知：兩種試樣磨損體積也呈現出先減小后增大的趨勢，在 400 ℃時磨損體積達到最小，此時試樣表面的氧化膜為Fe2O3和Fe3O4的混合物，致密性較好，具有較好的潤滑作用.常溫下，由于試樣B的硬度略高于試樣A，對摩副直接剛性接觸引起更嚴重的磨損，致使其磨損體積增大；高溫時，試樣A的磨損體積大于試樣B，原因是試樣A表面的層狀析出降低了高溫材料的高溫性能[4].

2.4 摩擦形貌及磨損機理

圖5(a)-5(c)分別為試樣A在不同溫度下的磨損形貌SEM照片.25 ℃時，試樣主要以磨粒磨損為主，表面分布有摩擦方向上的細微劃痕，附著松散的細碎磨屑，呈層狀分布(圖5(a)?處)；局部形成了大塊的平整狀磨屑，如圖5(a)?處，附帶有輕微的黏著磨損.400 ℃時，試樣的磨損表面形成了致密的氧化膜層(圖5(b)?處)，局部出現輕微的塑性剪切變形(圖5(b)?處).650 ℃時，試樣的磨損表面局部出現疲勞剝落坑(圖5(c)?處)，分布有細密的犁溝及塊狀的平整磨屑(圖5(c)?處)，表現為典型的磨粒磨損和黏著磨損，并且剝落坑邊緣有許多細小的原始疲勞裂紋(圖5(c)?處).

Fig.5 Worn surfaces of 23-8N specimens at different temperatures

圖5(d)-5(f)為試樣B在不同溫度下的磨損形貌SEM照片.25 ℃時，試樣B的磨損表面與試樣A類似，但附有很多大塊的平整磨屑，此時磨損機理以磨粒磨損和黏著磨損為主.400 ℃時，磨痕邊緣出現了大的光滑凸起磨屑層(圖5(e)a處)，局部有塑性剪切變形區(qū)(5(e)c處)；此時磨損面被氧化膜覆蓋，同時出現了由疲勞剝落形成的不規(guī)則凹坑(圖5(e)b處).650 ℃時，磨痕局部出現了疲勞剝落坑，且周圍出現了細密的疲勞裂紋(圖5(f)a處)，磨痕中間區(qū)域黏附有大量的塊狀磨屑(圖5(f)b處)，表現為嚴重的黏著磨損；而磨痕表面四周主要為細密的犁溝(圖5(f)c處)，表現為典型的磨粒磨損.

為了研究高溫條件下試樣表面形成的氧化膜的潤滑減磨效果，文中對400、650 ℃試驗后試樣的剖面進行分析.圖6(a)、6(b)、6(c)分別為試樣A和B在400 ℃、試樣B在650 ℃的剖面圖.在圖6(a)中，試樣表層有明顯的氧化層出現，氧化膜光滑且致密，在邊緣處有較深的剪切裂紋出現；圖6(b)中試樣表層的氧化層較厚，且氧化膜中分布有大小不一的原始裂紋，但表層較光滑，沒有明顯的裂紋出現，這主要是由氧化膜內部應力集中引起的[3,14]；在圖6(c)中，表面氧化膜變得較薄，但基本覆蓋了試樣表面，氧化膜上有微小疲勞裂紋出現[14]，試樣A在650 ℃時的剖面圖和試樣B相似.圖6(d)為試樣A和B分別在400和650 ℃測試后，試樣截面的EDS線掃描分析圖.結果顯示，在400 ℃時，試樣A表層的氧化膜厚度約為0.60 mm，而試樣B約為1.20 mm，其約為試樣A的兩倍；在650 ℃時，試樣A和B的氧化膜厚度約為0.15和0.25 mm，從而說明高溫下試樣B比試樣A具有的表面氧化膜更厚，所以其潤滑減磨作用也更加明顯.

圖6 試驗后23-8N試樣在選定溫度下的剖面圖及EDS線掃描分析

Fig.6 Cross-sections and EDS line scanning analysis of 23-8N specimens at selected temperatures after test

圖7分別是兩類試樣的磨屑XRD圖.圖7(a)為試樣A在25、400和650 ℃時的磨屑XRD圖，磨屑成分依次為Fe-Cr、Fe2O3和Fe3O4、Fe2O3.圖7(b)是試樣B在相同溫度下的磨屑XRD圖，磨屑成分依次為奧氏體、Fe2O3和Fe3O4、Fe2O3.常溫下，試樣A磨損較少，主要為試樣表面析出的單質相，而試樣B的磨損較多，磨屑中以奧氏體相為主.在400～650 ℃時，兩類試樣的磨屑都由Fe2O3和Fe3O4的混合物變?yōu)镕e2O3相，這主要是因為高溫下Fe3O4易和氧氣反應生成Fe2O3，但Fe3O4氧化膜具有更好的潤滑作用[15- 16].

圖7 兩試樣的磨屑在選定溫度下的XRD圖譜

Fig.7 X-ray diffraction patterns of two specimens’ abrasive dust at selected temperatures

從上面的分析可以發(fā)現，在高溫測試條件下，試樣組織的粗細程度對合金層的摩擦磨損性能有著非常重要的影響[3,8]，析出相的多少及分布也會極大地影響其高溫抗磨損性能[3- 4].試樣A表層金相組織細小且均勻，但晶界處存在較多層狀析出組織(圖2(b))，使其高溫強度、沖擊韌度及耐蝕性能明顯降低.25 ℃時，對摩副表面直接在干摩擦情況下接觸，磨損極其劇烈，摩擦系數較大；400 ℃時，磨損初期掉下的少量粗大硬質相在反復摩擦力作用下易引起應力集中，在試樣次表層誘發(fā)裂紋萌生、擴展、斷裂，造成局部剪切剝落[3]，但表面的致密氧化膜(圖6(a))形成較大的潤滑作用[3,14]，特別是Fe3O4氧化膜的存在(圖7(a))有效地減少了試樣的進一步磨損[15- 16]；650 ℃時，磨痕較淺，大部分的磨屑被甩出，黏著在磨損面四周，少部分黏著在磨損表面，形成大塊磨屑，不能形成致密的氧化膜層，高溫下Fe3O4會和氧氣反應生成較脆的Fe2O3，此時磨損表面的Fe2O3氧化膜受到極大的破壞[17]，降低了其潤滑減磨作用，試樣與對摩盤直接接觸，導致磨損急劇增加，試樣在反復摩擦下產生細微的原始疲勞裂紋，擴展、延伸形成剝落坑，穩(wěn)態(tài)摩擦系數變大.而試樣B比試樣A具有較好的高溫耐磨性能，一方面由于試樣A的層狀析出組織較多，降低了它的高溫強度和耐磨性(圖2)，這說明不同的熱處理工藝對材料的耐磨性有較大影響；另一方面，由試樣的剖面圖可以看出，高溫下試樣A表面氧化膜的厚度約為B類試樣的50%(圖6(d))，這也表明在磨損過程中，試樣A表面氧化膜的潤滑減磨作用要低于試樣B，導致其磨損量增加.

3 結論

(1) 在400 ℃時，完全時效試樣表面生成了致密的氧化層，在對摩副之間形成了氧化膜層，減少了材料的磨損量，磨損形式主要為氧化磨損；固溶時效試樣表面氧化膜厚度約為完全時效試樣的2倍，但表面脫落的硬質析出相在摩擦力的反復作用下導致了由次表層裂紋引起的疲勞剝落，磨損形式主要為疲勞剝落和氧化磨損.

(2)在500～650 ℃時，兩種試樣的磨損機理相似，隨著溫度的升高，試樣表面氧化膜的強度和承載能力不斷下降，高溫下氧化膜中的Fe3O4會和氧氣反應生成較脆的Fe2O3，氧化膜的潤滑效果和致密程度都逐漸下降，導致氧化膜逐漸被磨損和破壞，最終氧化膜的生成速度低于被破壞速度，引起對摩副材料直接接觸，從而導致了嚴重的磨料磨損和氧化磨損.

(3)常溫下完全時效試樣的抗磨損能力好于固溶時效試樣，而在高溫下固溶時效試樣具有更好的抗磨損能力.常溫下完全時效試樣的晶粒更加細小，硬度相對降低，抗磨損性能好；但高溫下完全時效試樣表面析出的層狀組織降低其高溫強度，并影響試樣表面氧化膜的形成，降低了抗磨損能力.

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