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(河南科技大學(xué)1.材料科學(xué)與工程學(xué)院; 2.高端軸承摩擦學(xué)技術(shù)與應(yīng)用國家地方聯(lián)合工程實驗室，洛陽 471023)

0 引 言

高鉻白口鑄鐵不僅具有優(yōu)良的抗磨料磨損性能，還具有良好的耐溶液腐蝕和抗高溫氧化性能，在礦山、水泥、電力、冶金、耐火材料、工程機械等眾多領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用[1-3]，且一直是耐磨材料領(lǐng)域的研究熱點[4-8]。碳化物和基體組織對高鉻白口鑄鐵性能有著重要影響，許多研究者對此進(jìn)行了大量研究[9-11]，但這些研究主要針對磨料磨損工況。近年來，在冶金生產(chǎn)中高鉻白口鑄鐵作為導(dǎo)衛(wèi)板、軋輥、擠管頂頭等耐磨件的應(yīng)用越來越多，因此與鋼鐵配副滑動干摩擦磨損特性的研究得到了重視。艾云龍等[12]研究了高鉻白口鑄鐵的滑動磨損機制，指出碳化物相的團聚長大有利于提高耐磨性。XU等[13]研究了不同基體組織的高鉻白口鑄鐵滑動摩擦磨損特性，發(fā)現(xiàn)輕載荷下奧氏體基體的高鉻白口鑄鐵的耐磨性不如馬氏體基體的，但在重載荷下奧氏體基體的高鉻白口鑄鐵的耐磨性優(yōu)于馬氏體基體的。

為了進(jìn)一步探究低速重載滑動干摩擦磨損工況下，高鉻白口鑄鐵的摩擦磨損特性與合金組織的關(guān)系，作者對不同化學(xué)成分的高鉻白口鑄鐵進(jìn)行不同熱處理，得到不同基體組織后，通過低速重載滑動干摩擦磨損試驗研究了高鉻白口鑄鐵的磨損率和摩擦因數(shù)與摩擦功率密度、正壓應(yīng)力、碳化物類型和基體組織的關(guān)系，同時對定向凝固試樣沿摩擦面法向的磨損形貌進(jìn)行觀察，探討了低速重載條件下高鉻白口鑄鐵的滑動干摩擦磨損機理。

1 試樣制備與試驗方法

以生鐵、廢鋼和鉻鐵合金為原料，采用中頻感應(yīng)加熱爐進(jìn)行熔煉，在鑲嵌內(nèi)徑13 mm玻璃管的石英砂鑄型中澆鑄，得到13 mm的鑄鐵棒，其化學(xué)成分見表1。將不同成分的鑄鐵在SX2-2.5-10A型箱式電阻爐中加熱至950 ℃保溫1.5 h，隨后冷卻至690 ℃保溫1.5 h，隨爐冷卻至室溫；另取部分3#鑄鐵，將其加熱至950 ℃保溫1.5 h，爐外空冷。

表1 試驗鑄鐵的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.1 Chemical composition of the testedcast iron (mass) %

采用定向凝固試樣來探討鑄鐵的滑動干摩擦磨損機理，這是由于非定向凝固試樣組織中的碳化物排列雜亂，而定向凝固試樣能夠更加清晰地顯示出試樣摩擦面附近的組織變化，且該組織變化與非定向凝固試樣的一致。采用Bridgman定向凝固法，在溫度1 460 ℃和凝固速率80 mm·h-1條件下制備定向凝固試樣。

鑄態(tài)和不同熱處理后的試樣經(jīng)打磨、拋光和用體積分?jǐn)?shù)4%硝酸酒精溶液腐蝕后，在4XB型倒置光學(xué)顯微鏡上觀察顯微組織。采用HR-150A型洛氏硬度計測硬度，載荷為1 470 N，保載時間為5 s。在M-200型摩擦磨損試驗機上進(jìn)行摩擦磨損試驗，鑄鐵試樣尺寸為8.5 mm×8.5 mm×8.5 mm，對磨環(huán)為淬火40Cr鋼圓輪，直徑分別為50 mm和40 mm，硬度為51～53 HRC，摩擦滑動線速度為0.418 7，0.523 3，0.837 3，1.046 7 m·s-1，對應(yīng)的摩擦?xí)r間分別為25, 20, 12.5, 10 min，保證試樣的摩擦行程相同。作用在摩擦副上的正壓應(yīng)力是通過彈簧進(jìn)行加載的，取值范圍為98～1 225 N，摩擦力矩由主軸傳動系統(tǒng)中的行星齒輪搖臂機構(gòu)直接測定。作用于摩擦面的正壓應(yīng)力和摩擦功率密度的計算公式分別為

(1)

(2)

式中：P為正壓應(yīng)力，MPa；q為摩擦功率密度，W·mm-2；B為試樣寬度，mm；b為試樣表面磨痕寬度，mm；G為作用于摩擦副上的載荷，N；M為摩擦力矩，N·cm；r為對磨環(huán)的半徑，cm；v為滑動線速度，m·s-1。

用精度0.1 mg的分析天平稱取摩擦磨損前后試樣的質(zhì)量，其質(zhì)量差為磨損量，然后計算其磨損率，計算公式為

W=Δm/t(3)

式中：W為磨損率，mg·min-1；Δm為磨損量，mg；t為摩擦?xí)r間，min。

摩擦磨損試驗結(jié)束后，將試樣用環(huán)氧樹脂鑲嵌封填，然后取順著摩擦方向且垂直于摩擦面的平面為觀察面，經(jīng)打磨、拋光后，用體積分?jǐn)?shù)4%硝酸酒精溶液腐蝕，在4XB型光學(xué)顯微鏡下觀察顯微組織。采用JSM-6700F型掃描電鏡(SEM)觀察磨損形貌。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 顯微組織與硬度

由圖1可見：1#、2#和3#試樣的鑄態(tài)顯微組織均為鐵相基體和分布于基體上的小晶面型碳化物相；碳化物相耐腐蝕，呈白亮色，根據(jù)其形態(tài)差異，并結(jié)合Fe-C-Cr三元系液相面投影圖[14]與鑄鐵成分點所處位置，可以斷定鑄鐵中一次結(jié)晶碳化物相分別為(Fe, Cr)3C、(Fe, Cr)7C3和(Fe, Cr)23C6；1#和2#試樣中的鉻含量較低，在熔煉時發(fā)生共析分解或馬氏體轉(zhuǎn)變，形成復(fù)相組織，腐蝕后呈暗黑色；3#試樣中的鉻含量較高，保持了單相奧氏體形態(tài)，腐蝕后呈白亮色，奧氏體與碳化物相的邊界因腐蝕而呈暗黑色。

圖1 不同試樣的鑄態(tài)顯微組織Fig.1 As-cast microstructures of different samples

鑄態(tài)和不同熱處理后試樣的顯微組織和硬度如表2所示。由表2可知：經(jīng)950 ℃保溫1.5 h，690 ℃保溫1.5 h，隨爐冷卻后，1#，2#和3#試樣的硬度范圍為 33.5～42.0 HRC，這表明試樣基體均發(fā)生了共析轉(zhuǎn)變；3#試樣經(jīng)950 ℃保溫1.5 h空冷后，其硬度為64.7～66.3 HRC，這表明基體發(fā)生了馬氏體轉(zhuǎn)變。圖2為3#試樣經(jīng)不同熱處理后的顯微組織。

表2 不同試樣在鑄態(tài)和經(jīng)不同熱處理后的顯微組織和硬度Tab.2 Microstructures and hardness of different samples in as-cast state and after different heat treatment

圖2 3#試樣經(jīng)不同熱處理后的顯微組織Fig.2 Microstructures of 3# samples after different heat treatment: (a) holding at 950 ℃ for 1.5 h, at 690 ℃ for 1.5 h and furnace cooling and (b) holding at 950 ℃ for 1.5 h and air cooling

2.2 摩擦磨損特性

圖3 碳化物相均為(Fe,Cr)23C6時不同基體組織試樣的 磨損率隨摩擦功率密度的變化曲線Fig.3 Wear rate vs friction power intensity curves of samples with carbide (Fe,Cr)23C6 and different matrix structures

圖4 基體組織均為共析組織時含不同碳化物相試樣的 磨損率隨摩擦功率密度的變化曲線Fig.4 Wear rate vs friction power intensity curves of samples with eutectoid matrix structure and different carbide phases

由圖3和圖4可以看出：隨著摩擦功率密度的增大，試樣的磨損率增加；當(dāng)試樣中的一次結(jié)晶碳化物相同時，共析組織試樣的磨損率最大，馬氏體試樣的次之，奧氏體試樣的最??；當(dāng)基體組織均為共析組織時，含(Fe, Cr)23C6碳化物相試樣的磨損率最大，含(Fe, Cr)3C碳化物相的次之，含(Fe, Cr)7C3碳化物相的最??；當(dāng)摩擦功率密度達(dá)到某一臨界值時，磨損率急劇增大，該臨界值的大小取決于基體組織，與碳化物相類型無關(guān)。

由圖5和圖6可以看出：隨著正壓應(yīng)力的增大，摩擦因數(shù)減??；當(dāng)一次結(jié)晶碳化物相同時，摩擦因數(shù)不因基體組織不同而變化；當(dāng)基體組織均為共析組織時，含(Fe, Cr)23C6碳化物相試樣的摩擦因數(shù)最大，含(Fe, Cr)7C3碳化物相的次之，含(Fe, Cr)3C碳化物相的最小。

圖5 碳化物相均為(Fe,Cr)23C6時不同基體組織試樣在不同 正壓應(yīng)力下的摩擦因數(shù)Fig.5 Friction coefficients of samples with different matrix structures and (Fe,Cr)23C6 carbide phase under different positive pressure stresses

圖6 基體組織均為共析組織時含不同碳化物相試樣在不同 正壓應(yīng)力下的摩擦因數(shù)Fig.6 Friction coefficients of samples with eutectoid matrix structure and different carbide phases under different positive pressure stresses

作者前期研究了碳化物相不同位向?qū)Ω咩t鑄鐵定向凝固試樣摩擦磨損特性的影響，結(jié)果[15]表明：摩擦因數(shù)與碳化物相相對于摩擦面的位向無關(guān)，而磨損率與碳化物相相對于摩擦面的位向密切相關(guān)；在摩擦功率密度低于某一臨界值時，碳化物相垂直于摩擦面的試樣,其磨損率比碳化物相平行于摩擦面的低；當(dāng)摩擦功率密度高于該臨界值時，碳化物相垂直于摩擦面的試樣，其磨損率比碳化物相平行于摩擦面的高；該臨界值的大小也取決于基體組織，奧氏體試樣的臨界值最大，馬氏體試樣的次之，共析組織試樣的最小。由圖3可知，非定向凝固條件下，當(dāng)基體組織分別為奧氏體、馬氏體、共析組織時,試樣的臨界摩擦功率密度分別為5.5, 5.0, 4.5 MW·m-2，該臨界值的大小次序與定向凝固試樣的一致。

圖7 奧氏體試樣在摩擦面附近的顯微組織(正壓應(yīng)力 16.96 MPa，滑動線速度0.837 3 m·s-1)Fig.7 Microstructure near friction surface of the sample with austenite matrix: (a) crevices in rheological layer and (b) caves in rheological layer (16.96 MPa of positive pressure stress, 0.837 3 m·s-1 of slide linear velocity)

2.3 機理分析與討論

由圖7可以看出：定向凝固試樣的顯微組織由摩擦面至內(nèi)部可依次分為摩擦層、流變帶、應(yīng)變帶、不變區(qū)等4個區(qū)域；摩擦層厚度為40～75 μm，在正壓應(yīng)力、摩擦應(yīng)力和摩擦運動的作用下，物相被充分破碎、細(xì)化和混合，由于沿摩擦面法向的塑性應(yīng)變梯度十分大，同時在摩擦面幾何形狀的約束作用下，距摩擦面一定距離處產(chǎn)生了鋸齒形撕裂，這些撕裂相互連通，形成了摩擦層與流變帶的分界線；摩擦層之下約220 μm的厚度范圍為流變帶，該區(qū)域的塑性變形強烈，可見明顯的流線形態(tài)，碳化物相被充分破碎，與相鄰的應(yīng)變帶之間形成清晰的分界線；應(yīng)變帶中碳化物相依然保持有序的方向性排列，但在基體塑性變形的作用下發(fā)生了彎曲和部分?jǐn)嗔眩徊蛔儏^(qū)中的碳化物相和基體組織基本保持不變。

在正壓應(yīng)力和滑動線速度不變的情況下，隨著滑動干摩擦磨損試驗的進(jìn)行，應(yīng)變帶和不變區(qū)的組織形態(tài)基本保持不變，摩擦層和流變帶則發(fā)生劇烈變化。在摩擦層中，摩擦副的相對運動使鑄鐵原始基體組織遭到嚴(yán)重破壞，與破碎的碳化物相充分混合，因此摩擦因數(shù)取決于碳化物相類型，與原始基體組織無關(guān)；在摩擦面切向塑性應(yīng)變的法向梯度和摩擦面幾何形狀約束的作用下，鋸齒狀撕裂不斷產(chǎn)生和擴大，最終穿透摩擦層，造成磨削損耗。在流變帶中，固相塑性流變的黏滯阻力很大，導(dǎo)致金屬流動性和融合性極差，易形成裂縫和空洞，這些裂縫和空洞快速擴張和增殖，并相互連通而導(dǎo)致疲勞剝落，這也是試樣出現(xiàn)劇烈磨損的原因。

共析組織或馬氏體的韌性比奧氏體的差很多，在相同應(yīng)力下基體中的碳化物相更容易發(fā)生斷裂和破碎。由圖8可以看出：當(dāng)試樣基體組織為共析組織或馬氏體時，在摩擦應(yīng)力作用下，基體枝晶發(fā)生彎曲的應(yīng)變帶中的碳化物相已完全破碎，同時流變帶中也形成更大的空洞。這就是共析組織和馬氏體試樣與奧氏體試樣相比，耐磨性差、發(fā)生劇烈磨損的臨界摩擦功率密度低的原因。

圖8 共析組織和馬氏體試樣摩擦面附近的顯微組織 (正壓應(yīng)力16.96 MPa，滑動線速度0.837 3 m·s-1)Fig.8 Microstructures near friction surface of samples with matrix of eutectoid structure (a) and martensite (b) (16.96 MPa of positive pressure stress, 0.837 3 m·s-1 of slide linear velocity)

由圖9可以看出：局部光滑的摩擦面形貌和粗糙的剝落坑形貌同時存在于摩擦面的不同區(qū)域中。這是由于摩擦面附近組織的演變并非是在整個摩擦面上同步進(jìn)行的，而是為此起彼伏的漲落式演變，裂紋和剝落坑總是交替地出現(xiàn)在摩擦面不同區(qū)域。隨著時間的推移，整個摩擦面上不同區(qū)域都會經(jīng)歷類似的組織演變過程，從而使整個摩擦面被均勻磨損。

3 結(jié) 論

(1) 高鉻白口鑄鐵摩擦因數(shù)與碳化物相類型和正壓應(yīng)力有關(guān)，而與基體組織無關(guān)；當(dāng)基體組織均為共析組織時，含(Fe, Cr)23C6碳化物相的鑄鐵的摩擦因數(shù)最大，含(Fe, Cr)7C3碳化物相的次之，含(Fe, Cr)3C碳化物相的最??；隨著正壓應(yīng)力的增大，高鉻白口鑄鐵的摩擦因數(shù)減小

(2) 高鉻白口鑄鐵的磨損率與基體組織類型、碳化物相類型和摩擦功率密度均有關(guān)；當(dāng)基體組織均為共析組織時，含(Fe, Cr)23C6碳化物相鑄鐵的磨損率最大，含(Fe, Cr)3C碳化物相的次之，含(Fe, Cr)7C3碳化物相的最?。划?dāng)碳化物相類型相同時，共析組織鑄鐵的磨損率最大，馬氏體鑄鐵的次之，奧氏體鑄鐵的最?。划?dāng)摩擦功率密度高于某一臨界值時，磨損率劇烈增大，該臨界值的大小取決于基體組織，奧氏體鑄鐵的臨界值最大，馬氏體鑄鐵的次之，共析組織鑄鐵的最小。

(3) 在低速重載滑動干摩擦磨損過程中，高鉻白口鑄鐵的組織由摩擦面至內(nèi)部可依次分為摩擦層、流變帶、應(yīng)變帶、不變區(qū)等4個區(qū)域；摩擦層中原始基體組織遭到嚴(yán)重破壞，與破碎的碳化物相充分混合，摩擦因數(shù)取決于碳化物相類型，而與原始基體組織無關(guān)；流變帶中固相塑性流變的黏滯阻力很大，導(dǎo)致裂縫、空洞形成，并最終形成疲勞剝落，從而使磨損率急劇增大；應(yīng)變帶中碳化物相隨基體組織的塑性變形而發(fā)生彎曲或斷裂，奧氏體的韌性比共析組織或馬氏體的好，碳化物發(fā)生彎曲從而使奧氏體鑄鐵具有更好的耐磨性。

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