徐少男，樊文欣，李睿林

對(duì)磨材料經(jīng)滲碳處理對(duì)襯套材料磨損性能的影響

徐少男，樊文欣，李睿林

（中北大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，太原 030051）

為提高襯套材料的摩擦磨損性能和極壓載荷提供理論依據(jù)，探究其適用工況。通過對(duì)對(duì)磨材料進(jìn)行滲碳處理，采用SRV–IV微動(dòng)摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行摩擦磨損試驗(yàn)，研究在模擬實(shí)際工況下對(duì)磨件進(jìn)行滲碳處理后對(duì)常用的2種襯套材料摩擦磨損性能的影響，采用三維面掃儀、掃描電鏡、成分分析儀等探究其磨損機(jī)理。將對(duì)磨材料進(jìn)行滲碳處理后，QSn7–0.2合金進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段的時(shí)間提前了25%，平均摩擦因數(shù)增大了2.23%，平均磨損質(zhì)量上升了26.53%，極壓載荷減小了50.86%；CuNi6Sn6合金進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段的時(shí)間提前了約50%，平均摩擦因數(shù)減小了10.22%，平均磨損質(zhì)量下降了9.09%；極壓載荷減小了58.63%。對(duì)磨材料未經(jīng)滲碳處理，QSn7–0.2合金的磨損機(jī)理主要為磨粒磨損，伴隨輕微的黏著磨損；CuNi6Sn6合金的磨損機(jī)理主要為點(diǎn)蝕磨損，伴隨少量的磨粒磨損。對(duì)磨材料經(jīng)滲碳處理后，QSn7–0.2合金的磨損機(jī)理為剝層磨損，伴隨輕微的黏著磨損和磨粒磨損；CuNi6Sn6合金的磨損機(jī)理主要為膠合磨損，伴隨黏著磨損及少量磨粒磨損。對(duì)磨材料經(jīng)滲碳處理后，對(duì)于QSn7–0.2合金而言，平均摩擦因數(shù)和磨損質(zhì)量增大；CuNi6Sn6合金的平均摩擦因數(shù)和磨損質(zhì)量都相應(yīng)減小，但擠壓載荷減小的幅度更大。因此，CuNi6Sn6合金適用于對(duì)磨材料經(jīng)滲碳處理且極限載荷較低的工況；QSn7–0.2合金適用于對(duì)磨工件未經(jīng)滲碳處理的、極限壓力較大的工況條件。

QSn7–0.2合金；CuNi6Sn6合金；滲碳處理；摩擦因數(shù)；極壓載荷；磨損機(jī)理

銅合金材料具有優(yōu)良的延展性、承載性、耐高溫磨損性等優(yōu)點(diǎn)，目前滑動(dòng)軸承、大功率發(fā)動(dòng)機(jī)的軸瓦和發(fā)動(dòng)機(jī)的連桿襯套等大部分關(guān)鍵性零部件均使用銅合金，在大型油田、軍用機(jī)械設(shè)備、航空航天領(lǐng)域的使用也非常廣泛[1-3]。隨著我國(guó)工業(yè)的不斷發(fā)展，發(fā)動(dòng)機(jī)的功率不斷攀升，工況環(huán)境也越來(lái)越苛刻，這對(duì)相關(guān)材料的摩擦磨損性能提出了更高的要求[4]，例如在高溫高載、潤(rùn)滑不足、高精度配合等條件下也需要較好的摩擦磨損性能。在高精度配合下，發(fā)動(dòng)機(jī)的關(guān)鍵零部件會(huì)在微小的震動(dòng)下造成微動(dòng)摩擦磨損，進(jìn)而導(dǎo)致零部件的失效。之前有學(xué)者研究了速度、載荷、溫度等對(duì)銅合金干摩擦磨損的影響，但缺乏相關(guān)微動(dòng)摩擦磨損的研究。文中以大功率柴油機(jī)中的連桿襯套為研究對(duì)象，柴油機(jī)中的連桿一般采用精選含碳量的優(yōu)質(zhì)中碳結(jié)構(gòu)鋼，對(duì)其有較高要求，通常采用表面滲碳處理對(duì)磨材料。由于連桿襯套的微動(dòng)摩擦是主要的磨損失效因素，因此文中重點(diǎn)討論對(duì)磨材料在滲碳處理前后對(duì)常用連桿襯套材料的影響。

關(guān)于襯套材料的摩擦磨損問題，已經(jīng)有相關(guān)學(xué)者進(jìn)行了相關(guān)研究。樊文欣、郭佩劍等[5]研究了載荷和轉(zhuǎn)速對(duì)3種銅基材料磨損性能的影響，但是忽視了工件在裝配下的微動(dòng)對(duì)其性能的影響。楊峰[6]探討了材料經(jīng)過旋壓后的磨損行為，探究了旋壓工藝對(duì)其磨損性能的影響，但對(duì)材料本身的分析相對(duì)較少。除此之外，為了滿足更高的工程和環(huán)境等方面的要求，相關(guān)學(xué)者研究了材料的表面處理[7-10]、復(fù)合添加劑[11]、添加微量元素等方面。王靜軒等[12]分析了Bi含量對(duì)材料組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明，可以減輕FeS的團(tuán)聚和脫落現(xiàn)象。李蓉蓉等[13]研究了添加FeS對(duì)銅基材料減磨性的影響。張孝禹等[14]研究了石墨相形態(tài)和銅在材料中的分布方式，以及對(duì)材料摩擦學(xué)特性的影響。這幾類研究均在一定程度上提高了材料的耐磨性，但存在制造成本較高、微量元素匱乏等缺點(diǎn)，且廢棄工件中的微量元素會(huì)對(duì)環(huán)境造成污染。Cai等[15-16]研究了不同磨損實(shí)驗(yàn)參數(shù)對(duì)銅鎳錫青銅晶體結(jié)構(gòu)和結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變的潛在影響，以及新的微觀組織反應(yīng)。Sathishkumar等[17]研究了熱處理對(duì)銅鎳錫合金的摩擦磨損性能。Ilangovan等[18]設(shè)計(jì)了正交試驗(yàn)，以尋求載荷、滑動(dòng)速度、失效時(shí)間的影響順序。Kai等[19]通過評(píng)估形成冶金相的化學(xué)元素的作用，討論了顯微組織對(duì)材料耐磨性和熱穩(wěn)定性的影響。Kurimoto等[20]對(duì)無(wú)鉛襯套合金進(jìn)行了咬合、疲勞、氣蝕和符合性等試驗(yàn)，結(jié)果表明，在銅錫合金中加入鉍、碳化鉬和石墨可以代替鉛，且摩擦磨損性能相當(dāng)。由此，文中側(cè)重模擬實(shí)際工況下的微動(dòng)研究，對(duì)對(duì)磨材料進(jìn)行滲碳處理，探究常用2種襯套材料本身的性能，讓其在合適的工況條件下工作，以達(dá)到節(jié)約成本、節(jié)約資源、保護(hù)環(huán)境的目的。

1 微動(dòng)試驗(yàn)

1.1 制備試樣與工裝

以QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金材料為試驗(yàn)對(duì)象。QSn7?0.2合金材料具有耐高低溫、耐磨、綜合性能良好等優(yōu)點(diǎn)，其中錫的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為5%～7%，該材料適合于塑性加工。在Cu?Sn二元合金基礎(chǔ)上添加微量元素可提高QSn7?0.2的性能，如添加Fe、Al等能提高該材料的強(qiáng)度和硬度[21]；添加Pb能改善材料的耐磨性，Pb既能提高材料的力學(xué)性能，又能改善流動(dòng)性[22]，即通過降低合金的熔點(diǎn)來(lái)提高熔融態(tài)金屬的流動(dòng)能力。不過，Pb對(duì)人和環(huán)境會(huì)造成嚴(yán)重的危害，無(wú)Pb化已成為了發(fā)展趨勢(shì)，因而含鎳的銅基合金受到了廣泛關(guān)注[23]。由于銅鎳錫合金具有較好的熱穩(wěn)性和抗高溫應(yīng)力松弛性能等，因此能夠在較高溫度環(huán)境下長(zhǎng)期服役，且會(huì)保持組織的完整。此外，銅鎳錫合金還具有良好的配合性能和抗高壓耐磨性能等。QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金材料的成分見表1，不同溫度下的力學(xué)性能見表2。

采用SRV?IV微動(dòng)摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)（原理如圖1所示），在成品的襯套上加工長(zhǎng)度為10 mm、寬度為6 mm、厚度為3.55 mm的試樣，如圖2a所示。將活塞銷（材料為12CrNi3A）作為對(duì)磨試樣，如圖2b所示。由于連桿襯套試樣不能直接在試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行試驗(yàn)，因此設(shè)計(jì)了滿足SRV?IV微動(dòng)摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)結(jié)

構(gòu)參數(shù)的試樣工裝，如圖2c所示。

1.2 試驗(yàn)方法

采用SRV?IV微動(dòng)摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)，在試驗(yàn)前后用電子秤（絕對(duì)精度為萬(wàn)分之一）測(cè)量試樣的質(zhì)量，采用掃描電子顯微鏡檢測(cè)摩擦后試樣的表面形貌特征，采用EDS分析特征點(diǎn)的成分判斷其磨損機(jī)理。摩擦磨損試驗(yàn)參數(shù)依據(jù)連桿襯套的實(shí)際工況確定，在實(shí)際工作中連桿襯套采用飛濺潤(rùn)滑，處于邊界潤(rùn)滑狀態(tài)；實(shí)際工作溫度為150 ℃，試驗(yàn)溫度也設(shè)為150 ℃；實(shí)際工作比壓為150 MPa，試驗(yàn)工作載荷設(shè)為150 N，摩擦副的實(shí)際接觸面積約為1 mm2，模擬實(shí)際的工作環(huán)境，詳細(xì)的試驗(yàn)參數(shù)如表3所示。在摩擦磨損性能試驗(yàn)過程中，先滴2 μL潤(rùn)滑油（牌號(hào)為0W?20），再施加載荷50 N預(yù)磨30 s，模擬摩擦副的磨合階段，然后將載荷加至150 N，連續(xù)試驗(yàn)120 min；抗咬合性能試驗(yàn)的環(huán)境溫度為150 ℃，先滴2 μL潤(rùn)滑油，再施加載荷50 N預(yù)磨30 s，模擬摩擦副的磨合階段，然后加載至150 N進(jìn)行試驗(yàn)，每隔5 min增加50 N，直至發(fā)生咬合現(xiàn)象。

表1 錫青銅合金、銅鎳錫合金元素的含量

Tab.1 Element content of tin-bronze alloy and copper-nickel-tin alloy wt.%

表2 錫青銅合金、銅鎳錫合金在不同溫度下的力學(xué)性能

Tab.2 Mechanical properties of tin-bronze alloy and copper-nickel-tin alloy at different temperature

圖1 微動(dòng)磨損試驗(yàn)機(jī)原理及局部放大圖

圖2 襯套試樣（a）、活塞銷試樣（b）、襯套試樣（c）工裝實(shí)物及取樣示意圖

表3 SRV?IV微動(dòng)摩擦磨損試驗(yàn)參數(shù)

Tab.3 SRV-IV fretting friction and wear test parameters

2 結(jié)果與討論

2.1 摩擦因數(shù)

對(duì)磨材料未滲碳處理的QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金的磨損過程如圖3所示。QSn7?0.2合金平均在40 min后進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段，進(jìn)入穩(wěn)定期后QSn7?0.2合金隨著磨損時(shí)間的推移，其摩擦因數(shù)呈穩(wěn)定上升的趨勢(shì)。在磨損前40 min，QSn7?0.2合金的摩擦因數(shù)出現(xiàn)了較大的波動(dòng)，主要原因：在摩擦過程中，潤(rùn)滑油膜的破裂導(dǎo)致表面粗糙峰的直接接觸；在150 N載荷的作用下，其中相對(duì)的2個(gè)粗糙峰相加的高度大于潤(rùn)滑油膜的厚度，因此出現(xiàn)了較大值的摩擦因數(shù)。QSn7?0.2合金的平均摩擦因數(shù)為0.134。CuNi6Sn6合金平均在60 min后進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段，進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段的CuNi6Sn6合金在2 h的磨損時(shí)間內(nèi)表現(xiàn)出非常好的穩(wěn)定性和一致性，在進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段前CuNi6Sn6合金的摩擦因數(shù)呈先降后升的趨勢(shì)。下降的原因是潤(rùn)滑油在摩擦系統(tǒng)中表現(xiàn)出良好的潤(rùn)滑作用。上升的原因是潤(rùn)滑油膜破裂，粗糙峰發(fā)生直接接觸。在穩(wěn)定磨損階段，CuNi6Sn6合金的摩擦因數(shù)再次下降并穩(wěn)定保持的原因：當(dāng)溫度不斷上升時(shí)，粗糙峰之間相互作用形成了磨屑，從而被排出摩擦系統(tǒng)。CuNi6Sn6合金的平均摩擦因數(shù)為0.137。

對(duì)磨材料經(jīng)過滲碳處理的QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金的磨損過程如圖4所示。QSn7?0.2合金平均在30 min后進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段，進(jìn)入穩(wěn)定期后隨著磨損時(shí)間的推移，QSn7?0.2合金的摩擦因數(shù)呈穩(wěn)定上升的趨勢(shì)。在進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段前30 min內(nèi)，QSn7?0.2合金的摩擦因數(shù)呈現(xiàn)先下降后上升的趨勢(shì)，出現(xiàn)下降的原因是潤(rùn)滑油進(jìn)入摩擦系統(tǒng)內(nèi)，潤(rùn)滑油的油膜厚度大于表面粗糙峰的極大值。在載荷的作用下，隨著磨損時(shí)間的推移，摩擦因數(shù)出現(xiàn)了上升的走向，出現(xiàn)的原因是油膜的破裂，摩擦面上的粗糙峰發(fā)生直接接觸。其中，第3次試驗(yàn)時(shí)，摩擦因數(shù)在85 min時(shí)出現(xiàn)了較大范圍減小的情況，出現(xiàn)的原因是磨屑未及時(shí)排出摩擦系統(tǒng)，反而與大氣中的氧元素發(fā)生了氧化反應(yīng)。硬質(zhì)的磨屑顆粒起到了很好的支撐作用，當(dāng)硬質(zhì)氧化磨屑顆粒被排出摩擦系統(tǒng)時(shí)，摩擦因數(shù)回歸上升的趨勢(shì)。QSn7?0.2合金在2 h內(nèi)的平均摩擦因數(shù)為0.137。CuNi6Sn6合金平均在40 min后進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段，CuNi6Sn6合金在2 h的磨損時(shí)間內(nèi)表現(xiàn)出非常好的穩(wěn)定性及一致性。在進(jìn)入穩(wěn)定磨損前，CuNi6Sn6合金的摩擦因數(shù)出現(xiàn)了與QSn7?0.2合金一樣的先降后升的走向。出現(xiàn)先降后升走向的原因與QSn7?0.2合金一致。在進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段后，CuNi6Sn6合金沒有出現(xiàn)大面積的摩擦因數(shù)波動(dòng)現(xiàn)象。CuNi6Sn6合金的平均摩擦因數(shù)為0.123。

從圖3和圖4可知，對(duì)磨材料經(jīng)過滲碳處理后，QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金會(huì)更早進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段，QSn7?0.2合金進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段的時(shí)間提前了約25%，而CuNi6Sn6合金進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段的時(shí)間提前了約50%。無(wú)論是否經(jīng)過滲碳處理，CuNi6Sn6合金在穩(wěn)定磨損階段的摩擦因數(shù)的穩(wěn)定性和一致性均遠(yuǎn)大于QSn7?0.2合金，側(cè)面反映出CuNi6Sn6合金在材料的均勻性和同向性方面優(yōu)于QSn7?0.2合金。對(duì)磨材料經(jīng)滲碳處理對(duì)于QSn7?0.2合金來(lái)說(shuō)，其摩擦因數(shù)出現(xiàn)略微增大的趨勢(shì)，QSn7?0.2合金的摩擦因數(shù)增大了約2.23%。相反，經(jīng)過滲碳處理的CuNi6Sn6合金的摩擦因數(shù)減小了約10.22%。

圖3 對(duì)磨材料未經(jīng)滲碳處理的QSn7?0.2和CuNi6Sn6的摩擦因數(shù)

圖4 對(duì)磨材料滲碳后QSn7?0.2和 CuNi6Sn6的摩擦因數(shù)

2.2 磨損質(zhì)量

對(duì)磨材料未經(jīng)滲碳處理，QSn7?0.2合金的平均磨損質(zhì)量為0.49 mg，其磨損質(zhì)量的波動(dòng)范圍為?12.24%～ 10.20%。CuNi6Sn6合金的平均磨損質(zhì)量為0.44 mg，其磨損質(zhì)量的波動(dòng)范圍為?10.20%～12.25%。QSn7?0.2合金的平均磨損質(zhì)量是CuNi6Sn6合金的約1.114倍，從磨損質(zhì)量的角度來(lái)看，未滲碳處理的QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金的穩(wěn)定性趨于一致。

對(duì)磨材料經(jīng)滲碳處理后，QSn7?0.2合金的3組試驗(yàn)的平均磨損質(zhì)量為0.62 mg，磨損質(zhì)量的波動(dòng)范圍為?22.58%～32.26%，說(shuō)明QSn7?0.2合金在對(duì)磨材料經(jīng)過滲碳處理后磨損質(zhì)量的波動(dòng)極大。CuNi6Sn6合金的3組試驗(yàn)的平均磨損質(zhì)量為0.4 mg，其磨損質(zhì)量的波動(dòng)范圍為?22.5%～17.5%，經(jīng)過處理后QSn7?0.2合金的平均磨損質(zhì)量為CuNi6Sn6合金的約1.55倍，因此，經(jīng)過滲碳處理的CuNi6Sn6合金的磨損性能和材料穩(wěn)定性均優(yōu)于QSn7?0.2合金。

對(duì)磨材料滲碳前后QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金的磨損質(zhì)量對(duì)比如圖5所示，QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金的磨損質(zhì)量和平均摩擦因數(shù)表現(xiàn)出相同的趨勢(shì)。對(duì)于QSn7?0.2合金來(lái)說(shuō)，對(duì)磨材料經(jīng)過滲碳處理后的平均質(zhì)量呈上升態(tài)勢(shì)，上升約26.53%；相反，CuNi6Sn6合金的平均磨損質(zhì)量下降約9.09%。在不同溫度下，CuNi6Sn6合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均高于QSn7?0.2合金（6.19%～9.4%，5.2%～ 10.7%），而QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金的斷后伸長(zhǎng)率基本相當(dāng)，相對(duì)差異在1.8%～10.8%之間。說(shuō)明QSn7?0.2合金在高溫時(shí)的塑性低于CuNi6Sn6合金，所以QSn7?0.2合金的平均磨損質(zhì)量出現(xiàn)上升的原因是較硬材料摩擦表面的粗糙峰發(fā)生了脆性斷裂，形成了磨屑顆粒，從而被排出摩擦系統(tǒng)。CuNi6Sn6合金的平均磨損質(zhì)量下降的原因是較硬的粗糙峰被壓在較軟的材料基體，僅發(fā)生了塑性變形或材料的黏滑轉(zhuǎn)移，并沒有形成能排出系統(tǒng)的磨屑。這進(jìn)一步說(shuō)明對(duì)磨材料經(jīng)過滲碳處理后，CuNi6Sn6合金表現(xiàn)出良好的耐磨性。

圖5 對(duì)磨材料滲碳前后的磨損質(zhì)量對(duì)比

2.3 極壓載荷

對(duì)磨材料未經(jīng)滲碳處理的QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金的極壓磨損過程如圖6所示。QSn7?0.2合金在極壓20 min后進(jìn)入穩(wěn)定階段，在穩(wěn)定階段后到發(fā)生咬合行為之前，QSn7?0.2合金的摩擦因數(shù)出現(xiàn)了平穩(wěn)增長(zhǎng)的趨勢(shì)，在極壓破壞之前的平均摩擦因數(shù)為0.14左右，誤差小于5%。在極壓前20 min，QSn7?0.2合金的摩擦因數(shù)大幅減小，出現(xiàn)的原因是隨著載荷的增大，接觸面之間的粗糙峰間會(huì)發(fā)生鑲嵌、黏結(jié)、轉(zhuǎn)移等，最終形成了磨屑。QSn7?0.2合金的平均極壓載荷為983 N。CuNi6Sn6合金與QSn7?0.2合金保持一致，在極壓20 min后進(jìn)入穩(wěn)定階段，在穩(wěn)定階段后直到發(fā)生咬合行為之前，其摩擦因數(shù)的穩(wěn)定性和一致性非常好，在發(fā)生咬合前3組的平均摩擦因數(shù)為0.10左右，誤差小于3%，在極壓前20 min的摩擦因數(shù)大幅下降的原因同QSn7?0.2合金一致。CuNi6Sn6合金的平均極限載荷為967 N，從極限載荷的角度來(lái)看，CuNi6Sn6合金在極壓狀態(tài)下的摩擦因數(shù)波動(dòng)范圍較小，其極壓載荷與QSn7?0.2相當(dāng)且誤差不超過2%。再一次佐證了CuNi6Sn6合金材料的均勻一致性優(yōu)于QSn7?0.2合金。

圖6 對(duì)磨材料未經(jīng)滲碳處理的QSn7?0.2和 CuNi6Sn6的極壓摩擦因數(shù)

對(duì)磨材料經(jīng)過滲碳處理的QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金的極壓磨損過程如圖7所示。對(duì)磨材料經(jīng)過滲碳處理后，QSn7?0.2合金在極壓15 min后進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段。在進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段前，QSn7?0.2合金的摩擦因數(shù)表現(xiàn)出先降后升的趨勢(shì)。摩擦因數(shù)下降的原因：在載荷作用下，兩磨面上的微凸體與粗糙峰之間直接接觸，發(fā)生了變形、撕扯、黏結(jié)和轉(zhuǎn)移等現(xiàn)象。摩擦因數(shù)出現(xiàn)上升的原因：對(duì)磨材料經(jīng)滲碳處理后，對(duì)磨材料的表層和亞表層的組織發(fā)生了變化，導(dǎo)致在高溫高壓下，表現(xiàn)出亞表層的變形及表層的輕微脫落。在發(fā)生咬合行為前3組試驗(yàn)的平均摩擦因數(shù)為0.13左右，其誤差范圍小于10%，QSn7?0.2合金的平均極壓載荷為483 N。CuNi6Sn6合金在擠壓15 min后進(jìn)入穩(wěn)定階段，在進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段前，CuNi6Sn6合金的摩擦因數(shù)與QSn7?0.2合金先降后升的趨勢(shì)一致，出現(xiàn)的原因與QSn7?0.2合金一致。CuNi6Sn6合金在發(fā)生咬合行為前的平均摩擦因數(shù)為0.14，各實(shí)驗(yàn)間的誤差范圍小于5%，CuNi6Sn6合金的平均極壓載荷為400 N。

對(duì)磨材料滲碳前后QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金的極壓載荷對(duì)比如圖8所示。對(duì)磨材料經(jīng)過滲碳處理后，QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金的極壓載荷出現(xiàn)大幅減小趨勢(shì)，QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金分別減小了約50.86%和58.63%。

綜上可知，對(duì)磨材料經(jīng)過滲碳處理后，QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金在極壓磨損過程中進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段的時(shí)間提前了25%。進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段前，其摩擦因數(shù)均會(huì)出現(xiàn)先減小后增大的趨勢(shì)，出現(xiàn)的原因是經(jīng)過滲碳處理后，材料表面及亞表面的組織均會(huì)發(fā)生一定變化，進(jìn)而引起QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金的極壓載荷大幅減小。

圖7 對(duì)磨材料經(jīng)滲碳處理的QSn7?0.2和 CuNi6Sn6的極壓摩擦因數(shù)

圖8 對(duì)磨材料滲碳前后極壓載荷對(duì)比

2.4 磨痕三維面掃圖

為了進(jìn)一步考察QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金的摩擦磨損性能，對(duì)QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金拍攝了磨痕三維面掃圖，面掃結(jié)果如圖9所示。由圖9可知，QSn7?0.2合金的總損傷面積為4.34 mm2，總損傷體積高達(dá)8.54×107μm3左右，磨痕的最大深度和高度分別為101 μm和104 μm，平均磨痕深度和高度分別為28.7 μm和10.8 μm。CuNi6Sn6合金的凹凸損傷面積分別為2.67、1.37 mm2，總磨損面積約為4.04 mm2，總損傷體積高達(dá)4.55×107μm3，磨痕的最大深度和高度分別為82.0 μm和72.0 μm，平均磨痕深度和高度為15.8 μm和2.39 μm。不論從磨斑的形貌，還是磨損的面積、體積、磨痕深度、磨痕高度，都反映出CuNi6Sn6合金的磨損性能優(yōu)于QSn7?0.2合金。

對(duì)磨材料經(jīng)過滲碳處理的QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金的磨痕三維面掃圖如圖10所示。CuNi6Sn6的磨斑明顯好于QSn7?0.2合金。QSn7?0.2合金的總磨損面積為5.19 mm2，總損傷體積高達(dá)5.87×107μm3，磨痕的最大深度和高度分別為45.9 μm和26.8 μm，平均磨痕深度和高度分別為16.5 μm和2.14 μm。CuNi6Sn6合金的總磨損面積為3.61 mm2，總體的損傷體積約為2.78×107μm3，磨痕的最大深度和高度分別為36.0 μm和27.5 μm，平均磨痕深度和高度分別為11.2 μm和1.63 μm。

綜上所述，在對(duì)磨材料未經(jīng)過滲碳處理的QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金經(jīng)過2 h的摩擦磨損后，QSn7?0.2的損傷面積和損傷體積分別為CuNi6Sn6合金的約1.074倍和1.877倍。QSn7?0.2的最大磨損深度和高度分別為CuNi6Sn6合金的約1.23倍和1.44倍，平均損傷深度和高度分別為CuNi6Sn6合金的約1.816倍和4.519倍。對(duì)磨材料經(jīng)滲碳處理后，2種合金經(jīng)過2 h的摩擦磨損，QSn7?0.2合金的損傷面積和損傷體積分別為CuNi6Sn6合金的約1.438倍和2.112倍，最大磨損深度和高度分別為CuNi6Sn6合金的約1.275倍和0.97倍，平均損傷深度和高度分別為CuNi6Sn6合金的1.47倍和1.313倍。對(duì)于QSn7?0.2合金來(lái)說(shuō)，對(duì)磨材料經(jīng)過滲碳處理后，磨損總面積增大了19.59%。原因是經(jīng)過滲碳處理后，對(duì)磨材料的彈塑性會(huì)下降（通過拉伸試驗(yàn)機(jī)測(cè)得，在150 ℃下相較于常溫，屈服強(qiáng)度降低了約5.88%，抗拉強(qiáng)度降低了約5.62%），而在微動(dòng)的循環(huán)作用下，會(huì)引起較大面積的脫落，損傷總體積減小了約31.26%，最大處的深度、高度，以及平均損傷的高度和深度均有不同程度的減小，最為明顯的是最大高度和平均高度，分別減小了約74.23%和80.19%。這說(shuō)明經(jīng)過滲碳處理后，合金磨損表面的損傷程度會(huì)更加均勻。對(duì)于CuNi6Sn6合金來(lái)說(shuō)，對(duì)磨材料經(jīng)過滲碳處理后，其總磨損面積減小了約10.64%，磨損總體積減小了約38.90%，磨痕的最大深度和高度的下降幅度分別為56.10%和61.81%，而平均磨痕深度和高度下降了30%左右。

圖9 未經(jīng)滲碳處理的QSn7?0.2和 CuNi6Sn6的三維面掃圖

圖10 對(duì)磨材料經(jīng)滲碳處理的QSn7?0.2和 CuNi6Sn6的三維面掃圖

2.5 磨損表面形貌及成分分析

對(duì)磨材料未經(jīng)滲碳處理的QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金的磨面形貌和成分如圖11所示。QSn7?0.2合金試樣的磨面上存在明顯的犁溝痕跡，造成犁溝的原因：在載荷和高溫環(huán)境的作用下，對(duì)磨材料的硬質(zhì)微凸體及粗糙峰在磨損表面上反復(fù)刻劃，形成微觀切削；磨損表面及對(duì)磨面上的粗糙峰在載荷的作用下剪切斷裂，形成了磨屑，當(dāng)磨屑未能及時(shí)被排出摩擦系統(tǒng)時(shí)，磨屑顆粒會(huì)與大氣中的氧元素發(fā)生氧化反應(yīng)，形成硬質(zhì)的氧化磨屑顆粒，在載荷的作用下，磨損表面會(huì)形成較大的犁溝，犁溝是磨粒磨損的顯著特征。此外，QSn7?0.2合金材料表面還有片狀的材料轉(zhuǎn)移痕跡，出現(xiàn)片狀材料轉(zhuǎn)移的原因是實(shí)際的接觸面積小于試驗(yàn)設(shè)計(jì)的接觸面積，在載荷的作用下，接觸點(diǎn)需要承受較大的力來(lái)抵抗外來(lái)載荷。同時(shí)，摩擦伴隨著溫升，這樣就破壞了摩擦系統(tǒng)的穩(wěn)定，接觸點(diǎn)會(huì)發(fā)生軟化、變形、熔融、黏著，這就是黏著磨損的特征。QSn7?0.2合金的掃描圖上顯示還有微裂紋存在，出現(xiàn)微裂紋的原因：在摩擦過程中，由于熱量未能及時(shí)排出摩擦系統(tǒng)，從而導(dǎo)致整個(gè)摩擦系統(tǒng)的溫度不斷升高，材料軟化，塑性變形加劇，使得表層材料的反應(yīng)速率提高，一旦表層材料的反應(yīng)速率高于材料亞表層的位移滑移率，就會(huì)破壞材料的連續(xù)性，從而出現(xiàn)微裂紋[24]。當(dāng)潤(rùn)滑油和磨屑的混合物進(jìn)入微裂紋里面時(shí)，微裂紋會(huì)加速向更深的材料表層擴(kuò)展，這些裂紋相互連接，形成了包絡(luò)網(wǎng)，這些包絡(luò)網(wǎng)向上擴(kuò)展，直到材料的表層發(fā)生斷裂剝落，則發(fā)生了剝層磨損。CuNi6Sn6合金材料磨損表面的犁溝程度較輕，這與前文三維面掃結(jié)果吻合，磨損表面還有黏著磨損的痕跡，這是因接觸點(diǎn)在高載荷下會(huì)產(chǎn)生瞬時(shí)高溫，接觸點(diǎn)發(fā)生了軟化、變形、熔融、黏著等現(xiàn)象。同樣，CuNi6Sn6合金材料的磨損表面也有微裂紋，主要原因：在接觸點(diǎn)出現(xiàn)瞬時(shí)高溫后，材料的表層和亞表層會(huì)出現(xiàn)冷作硬化現(xiàn)象，材料變脆，容易產(chǎn)生脆裂；在接觸應(yīng)力的不斷作用下，材料會(huì)出現(xiàn)疲勞裂紋。這些裂紋沒有向上擴(kuò)展，材料出現(xiàn)剝落，形成了清晰可見的剝層痕跡。此外，磨損表面有很多麻點(diǎn)，這些麻點(diǎn)形成的原因：在循環(huán)應(yīng)力的作用下，材料的表層內(nèi)部會(huì)因塑性變形而形成硬化帶，麻點(diǎn)通常由一些微裂紋形成，這些微裂紋會(huì)以40°向下擴(kuò)展，擴(kuò)展到硬化帶后便不再向下擴(kuò)展，擴(kuò)展方向變?yōu)槠叫杏诒砻娴姆较?，表面下的硬化帶起到了阻礙裂紋穿過的屏障作用，這些麻點(diǎn)是疲勞點(diǎn)蝕的特征[25]。通過成分分析可知（圖11），QSn7?0.2材料磨面鐵元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為5.35%，CuNi6Sn6材料磨面鐵元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為6.12%，證明材料之間發(fā)生了轉(zhuǎn)移，成分中QSn7–0.2材料的磨面氧原子的原子數(shù)分?jǐn)?shù)為19.63%，CuNi6Sn6材料磨面氧原子的原子數(shù)分?jǐn)?shù)為25.59%，說(shuō)明二者均存在氧化磨損，CuNi6Sn6合金的氧化磨損更明顯。

對(duì)磨材料經(jīng)過滲碳處理的QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金的磨面形貌及成分分析如圖12所示，QSn7?0.2合金的磨損表面存在大量犁溝痕跡，磨損表面的犁溝痕跡是由較硬的粗糙峰或微凸體進(jìn)行相對(duì)運(yùn)動(dòng)時(shí)留下的，QSn7?0.2合金經(jīng)過滲碳處理后材料的硬度增大，同時(shí)材料的塑性下降。由圖12可見，QSn7?0.2合金的磨損表面存在材料大面積轉(zhuǎn)移的現(xiàn)象，且留下了長(zhǎng)條狀的凹坑。這是由于在應(yīng)力循環(huán)作用下，較軟的粗糙峰會(huì)首先發(fā)生斷裂，從而形成較光滑的表面，當(dāng)應(yīng)力繼續(xù)作用時(shí)，較軟的光滑表面上各點(diǎn)會(huì)受到硬粗糙峰的循環(huán)作用，這就導(dǎo)致材料的表層發(fā)生了剪切塑性變形，并且隨著摩擦的不斷進(jìn)行，剪切塑性變形不斷累積，材料的亞表層就會(huì)出現(xiàn)周期性的位錯(cuò)。因?yàn)榇嬖谟诚窳?，所以在距離表層幾十微米的亞表層位錯(cuò)消失。由于位錯(cuò)存在梯度，所以最大的剪切發(fā)生在一定深度處。此外，一定深度處的亞表層會(huì)出現(xiàn)位錯(cuò)的堆積，從而形成微裂紋或空穴。通過應(yīng)力場(chǎng)分析可知，當(dāng)表層下的硬化帶阻礙了裂紋擴(kuò)展時(shí)，裂紋會(huì)改變方向繼續(xù)擴(kuò)展，直至臨界長(zhǎng)度，最終表現(xiàn)為片狀磨屑剝落，這就是典型的剝層磨損。從圖12中可見，在剝層磨損的表面還有許多深淺不一的溝壑，其形成的主要原因：對(duì)磨材料的硬質(zhì)粗糙峰在剝層磨損中并未完全被破壞，使其在剝層表面留下了溝痕；QSn7?0.2合金的粗糙峰在摩擦過程中被剪切掉落，它與潤(rùn)滑油、大氣中的氧元素形成了硬質(zhì)的磨屑顆粒，在剝層表面留下了劃痕。由圖12的成分表可知，氧原子的存在證明了氧化磨損的存在。對(duì)于CuNi6Sn6合金，經(jīng)過滲碳處理后CuNi6Sn6合金的磨損表面出現(xiàn)了大面積的材料滑移現(xiàn)象，該現(xiàn)象出現(xiàn)的原因：隨著摩擦的不斷進(jìn)行，整個(gè)摩擦系統(tǒng)的溫度不斷升高，CuNi6Sn6合金材料接觸峰點(diǎn)的塑性變形不斷增大，這種雙重作用使得黏著節(jié)點(diǎn)的強(qiáng)度和黏著面積增大，并且黏著節(jié)點(diǎn)的強(qiáng)度遠(yuǎn)大于摩擦材料的剪切強(qiáng)度。通常這樣的剪切破壞發(fā)生在1種或2種材料的亞表層，這就是咬合磨損的特征。由圖12可知，CuNi6Sn6合金的磨損表面有一些裂紋和磨屑顆粒的堆積，裂紋來(lái)源于亞表層位錯(cuò)的堆積（或者溫度的升高），形成了熱裂紋。由于磨損表面堆積的磨屑顆粒未被及時(shí)排出摩擦系統(tǒng)，從而對(duì)磨損表面造成了二次損傷，或者三體磨損。從試樣的磨面EDS結(jié)果可以看出，QSn7? 0.2材料磨面鐵元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為33%，CuNi6Sn6材料磨面鐵元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為34.95%。這說(shuō)明QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金在磨損試驗(yàn)過程中均發(fā)生了材料的遷移，發(fā)生了不同程度的黏著磨損。

圖11 對(duì)磨材料未經(jīng)滲碳處理的QSn7?0.2和 CuNi6Sn6的形貌及成分

圖12 對(duì)磨材料經(jīng)滲碳處理的QSn7?0.2和 CuNi6Sn6的形貌及EDS圖

綜上所述，未滲碳處理的QSn7?0.2合金的磨損機(jī)理主要為磨粒磨損，伴隨輕微的黏著磨損。未經(jīng)滲碳處理的CuNi6Sn6合金的磨損機(jī)理主要為點(diǎn)蝕磨損，伴隨少量的磨粒磨損。經(jīng)滲碳處理后，QSn7?0.2合金的磨損機(jī)理為剝層磨損，伴隨著輕微的黏著磨損和磨粒磨損。經(jīng)滲碳處理后，CuNi6Sn6合金的磨損機(jī)理主要為膠合磨損，伴隨著一般黏著磨損及少量磨粒磨損。無(wú)論滲碳與否，均伴隨著有氧化磨損。經(jīng)滲碳處理后，氧元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)減少了57.26%～67.92%；材料的轉(zhuǎn)移率大幅提升，鐵元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)增大了4.88～6.05倍。

3 結(jié)論

對(duì)磨材料經(jīng)過滲碳處理后，QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金會(huì)更早地進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段，QSn7?0.2合金進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段的時(shí)間提前了25%，而CuNi6Sn6合金進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段的時(shí)間提前了50%。對(duì)磨材料無(wú)論是否經(jīng)過滲碳處理，CuNi6Sn6合金在穩(wěn)定磨損階段的摩擦因數(shù)的穩(wěn)定性和一致性均遠(yuǎn)大于QSn7?0.2合金的。經(jīng)過滲碳處理后QSn7?0.2合金的摩擦因數(shù)會(huì)增大2.23%。相反，經(jīng)過滲碳處理后的CuNi6Sn6合金的摩擦因數(shù)會(huì)減小10.22%。

QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金的磨損質(zhì)量和平均摩擦因數(shù)表現(xiàn)出相同的趨勢(shì)。對(duì)于QSn7?0.2合金來(lái)說(shuō)，經(jīng)過滲碳處理后其平均磨損質(zhì)量呈上升趨勢(shì)，上升了26.53%；CuNi6Sn6合金的平均磨損質(zhì)量下降了9.09%。研究證實(shí)，滲碳處理能夠很好地提高CuNi6Sn6合金的摩擦磨損性能。

經(jīng)過滲碳處理后，QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金在擠壓磨損過程中進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段的時(shí)間會(huì)提前25%，QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金的擠壓載荷會(huì)大幅減小，QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金分別減小了50.86%和58.63%。

未經(jīng)滲碳處理的QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金經(jīng)過2 h的摩擦磨損后，QSn7?0.2合金的損傷面積和損傷體積分別為CuNi6Sn6合金的1.074倍和1.877倍。經(jīng)過滲碳處理后，QSn7?0.2合金的損傷面積和損傷體積分別為CuNi6Sn6合金的1.438倍和2.112倍。對(duì)于QSn7?0.2合金來(lái)說(shuō)，經(jīng)過滲碳處理后其磨損總面積增大了19.59%，其損傷總體積減小了31.26%。對(duì)于CuNi6Sn6合金來(lái)說(shuō)，經(jīng)過滲碳處理后其磨損總面積減小了10.64%，其損傷總體積減小了38.90%。

對(duì)磨材料未滲碳處理的QSn7?0.2合金的磨損機(jī)理主要為磨粒磨損，伴隨著輕微黏著磨損。未滲碳處理的CuNi6Sn6合金的磨損機(jī)理主要為點(diǎn)蝕磨損，伴隨著少量磨粒磨損。對(duì)磨材料經(jīng)滲碳處理后QSn7?0.2合金材料的磨損機(jī)理為剝層磨損，并伴隨輕微的黏著磨損和磨粒磨損。對(duì)磨材料經(jīng)滲碳處理后CuNi6Sn6合金的磨損機(jī)理主要為膠合磨損，伴隨黏著磨損及少量磨粒磨損。無(wú)論滲碳與否，均伴隨有氧化磨損。經(jīng)滲碳處理后，其氧元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)減少了57.26%～67.92%；材料的轉(zhuǎn)移率大幅提升，鐵元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)增大了4.88～6.05倍。

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(School of Mechanical Engineering, North University of China, Taiyuan 030051, China)

The work aims to provide a theoretical basis for improving the friction and wear performance and extreme pressure load of bushing materials, and then explore the applicable working conditions. SRV-IV fretting friction and wear tester was used to carry out friction and wear test. The effects of carburizing treatment on friction and wear performance of 2 kinds of bushing materials in common use were studied under simulated actual working conditions. Three-dimensional scanning instrument, scanning electron microscope and composition analyzer were used to explore the wear mechanism. After carburizing treatment of counterface materials, QSn7-0.2 alloy entered the stable wear stage 25% earlier, with average friction coefficient increasing by 2.23%, average wear quality increasing by 26.53%, and extreme pressure load decreasing by 50.86%. CuNi6Sn6 alloy entered the stable wear stage about 50% earlier, with average friction coefficient decreasing by 10.22%, average wear quality decreasing by 9.09%, and extreme pressure load decreasing by 58.63%. For the counterface materials without carburizing treatment, the wear mechanism of QSn7-0.2 alloy was mainly abrasive wear, accompanied by slight adhesive wear, and the wear mechanism of CuNi6Sn6 alloy was mainly pitting wear, accompanied by a small amount of abrasive wear. After carburizing treatment of counterface materials, the wear mechanism of QSn7-0.2 alloy was delamination wear, accompanied by slight adhesive wear and abrasive wear, while the wear mechanism of CuNi6Sn6 alloy was mainly adhesion wear, accompanied by adhesive wear and a small amount of abrasive wear. After carburizing treatment of counterface materials, the average friction coefficient and wear quality of QSn7-0.2 alloy increase. The average friction coefficient and wear quality of CuNi6Sn6 alloy decrease correspondingly, but the reduction of extrusion load is relatively larger. Therefore, CuNi6Sn6 alloy is suitable for the carburized counterface materials under low extrusion condition. QSn7–0.2 alloy is suitable for the working conditions of the workpiece to be ground without carburizing treatment under high ultimate pressure.

QSn7-0.2 alloy; CuNi6Sn6 alloy; carburizing treatment; friction coefficient; extrusion load; wear mechanism

2021-10-07；

2021-11-25

XU Shao-nan (1997-), Male, Postgraduate, Research focus: friction and wear of materials.

TH117.1

A

1001-3660(2022)09-0120-11

10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2022.09.000

2021–10–07；

2021–11–25

山西省重點(diǎn)研發(fā)計(jì)劃國(guó)際科技合作項(xiàng)目（201903D421035）

Fund：Shanxi Provincial Key R & D Program International Science and Technology Cooperation Project (201903D421035)

徐少男（1997—），男，碩士生，主要研究方向?yàn)椴牧系哪Σ聊p。

樊文欣（1964—），男，博士，教授，主要研究方向?yàn)榛瑒?dòng)軸承技術(shù)。

FAN Wen-xin (1964-), Male, Doctor, Professor, Research focus: sliding bearing technology.

徐少男, 樊文欣, 李睿林. 磨材料經(jīng)滲碳處理對(duì)襯套材料磨損性能的影響[J]. 表面技術(shù), 2022, 51(9): 120-130.

XU Shao-nan, FAN Wen-xin, LI Rui-lin. Wear Performance of Bushing Material by Counterface Material after Carburizing Treatment[J]. Surface Technology, 2022, 51(9): 120-130.

責(zé)任編輯：彭颋