NiAl-2.5Ta-7.5Cr合金的室溫摩擦磨損性能

張孟恩，王振生, 2，郭源君，郭建亭，周蘭章，楊雙雙

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NiAl-2.5Ta-7.5Cr合金的室溫摩擦磨損性能

張孟恩1，王振生1, 2，郭源君1，郭建亭3，周蘭章3，楊雙雙1

(1. 湖南科技大學 機械設備健康維護湖南省重點實驗室，湖南 湘潭，411201；2. 湖南科技大學 高溫耐磨材料及制備技術湖南省國防科技重點實驗室，湖南 湘潭，411201；3. 中國科學院金屬研究所，遼寧 沈陽，110016)

采用SEM和XRD分析NiAl-2.5Ta-7.5Cr合金的微觀組織，用萬能力學試驗機測試合金的力學性能，用高速往復摩擦磨損試驗機研究合金的室溫摩擦磨損特性。研究結果表明：NiAl-2.5Ta-7.5Cr合金由NiAl相、NiAl-Cr共晶和Cr2Ta相組成，其強度和塑性良好。在低1/2·(為載荷，為速度)下，合金的磨損機制為磨粒磨損，隨著1/2·的增加，摩擦熱效應增強，合金的磨損機制逐漸轉變?yōu)轲ぶp，摩擦因數和磨損率增加；當1/2·＞0.54 N1/2·m/s時，摩擦熱效應逐漸導致摩擦表面形成了無定形層，無定形層具有自修復特性，部分或全部隔離了摩擦副的直接接觸，磨損機制逐漸轉變?yōu)檠趸p，磨損率快速降低后保持穩(wěn)定，摩擦因數逐漸降低；當1/2·≥4.02 N1/2·m/s時，合金磨損表面開始出現疲勞磨損特征，表面剝落導致合金的磨損率升高。

NiAl-2.5Ta-7.5Cr合金；摩擦磨損性能；磨損機制；無定形層

金屬間化合物NiAl具有熔點高(1 640 ℃)、密度低(5.86 g/cm3)、彈性模量高(184 GPa)、導熱性好(70~80 W/(m·K))、抗氧化性能優(yōu)異等一系列優(yōu)點，是極具潛力的新一代高溫結構材料[1?3]。然而除用作發(fā)動機的結構材料外，NiAl金屬間化合物及其合金具有作為苛刻環(huán)境下的抗磨材料的潛在應用前景[4?5]。有研究表明：在與SiC配副的條件下，NiAl的抗磨性能優(yōu)于Fe3Al，TiAl 和MoSi2等金屬間化合物以及Al2O3和PS-ZrO2陶瓷材料的抗磨性能[6]，TiB2硬質陶瓷顆粒的加入可進一步提高NiAl的耐磨性能[7]。王振生等[8?9]在700~900 ℃的高溫摩擦磨損中發(fā)現：NiAl基合金(合金含有W，Mo和Co)具有良好的持久自潤滑性能和較好的耐磨損性能，摩擦因數和磨損率低于Ni基高溫合金。進一步添加S元素[10?11]，NiAl基合金在200~ 400 ℃也可以產生良好的持久自潤滑特性。鑒于NiAl合金的應用前景，多年來，人們通過多種強化方法提高合金的蠕變強度和室溫韌性[12]。其中，Ta可以提高NiAl基合金[13?15]的蠕變強度，Cr有利于提高NiAl-Ta-X(X代表Cr,Mo,V)系合金[16]的室溫韌性。故NiAl-2.5Ta-7.5Cr[17]合金具有優(yōu)異的高溫性能和可容忍的室溫韌性，應用前景較好。為此，本文作者對NiAl-2.5Ta-7.5Cr合金的摩擦磨損性能進行研究。

1 實驗

實驗采用高純金屬Ni，Al，Ta和Cr(＞99.9%，質量分數)，用高真空電弧爐，按名義成分NiAl-2.5Ta-7.5Cr(摩爾分數，%) 熔煉合金。采用HRS?2M高速往復摩擦磨損試驗機測試合金的摩擦磨損性能。用線切割方法切取厚度為4 mm的NiAl-2.5Ta-7.5Cr合金試樣，表面磨至1200號砂紙，經丙酮+酒精超聲波清洗，烘干。配副試樣為直徑4 mm的Si3N4陶瓷球。載荷施加于球，試樣在夾具帶動下往復運動，形成球和試樣接觸表面的滑動磨損。實驗在大氣和干摩擦條件下進行，空氣相對濕度為30%。往復滑行頻率為5，10，20，30和45 Hz，載荷為10，45，80和118 N，單次往復滑動距離為10 mm，磨損時間為20 min。摩擦因數由設備監(jiān)控記錄，取穩(wěn)定后摩擦因數的平均值。磨損體積量用NanoMap?500LS三維接觸式表面輪廓儀測得。磨損率計算公式為=/(·)(其中為磨損率，為磨損體積損失，為載荷，為滑行距離)。利用萬能力學試驗機測試合金室溫壓縮強度，壓縮應變速率為2.8×10?3s?1，壓縮樣品的長×寬×高為4 mm×4 mm×6 mm，表面磨至800號砂紙。采用D/Max?2550型 X線衍射儀分析合金的相組成。采用HV?50維氏硬度計測試合金的維氏硬度。利用配置了能譜儀(EDS)的S?3400N型掃描電鏡(SEM)和光學顯微鏡(OM)觀察合金組織形貌和摩擦表面形貌。

2 實驗結果與討論

2.1 NiAl-2.5Ta-7.5Cr合金的組織與力學性能

圖1所示為NiAl-2.5Ta-7.5Cr合金的X線衍射圖譜，圖2所示為NiAl-2.5Ta-7.5Cr合金的背散射(BSE)照片。結合EDS圖譜，可見合金的組織由黑色NiAl相、灰白色NiAl-Cr共晶相以及白色的Cr2Ta相組成。

圖1 NiAl-2.5Ta-7.5Cr合金的XRD譜

圖2 NiAl-2.5Ta-7.5Cr合金的背散射組織形貌

NiAl-2.5Ta-7.5Cr合金室溫抗壓強度為1 411 MPa，彈性模量為138 GPa，維氏硬度為549 HV，壓縮率為25.9 %。NiAl-2.5Ta-7.5Cr合金良好的室溫強度和塑性對于其作為室溫下應用的耐磨材料非常有利。

2.2 NiAl-2.5Ta-7.5Cr合金的摩擦磨損性能與機理

2.2.1 摩擦磨損性能

圖3所示為NiAl-2.5Ta-7.5Cr合金的摩擦磨損性能曲線。從圖3可以看出：1/2為0.16 N1/2·m/s時，合金的摩擦因數為0.49，磨損率為2.41×10?14m3/(m·N)。隨著1/2的增加，合金的摩擦因數和磨損率增加。當1/2增大至0.54 N1/2·m/s時，合金的摩擦因數和磨損率均達到最高值，此后，隨著1/2的增加，合金的摩擦因數逐漸降低，磨損率快速降低后基本保持穩(wěn)定。當1/2＞3.22 N1/2·m/s時，合金的摩擦因數繼續(xù)降低，磨損率開始升高。

(a) 摩擦因素；(b) 磨損率

圖3 不同1/2下NiAl-2.5Ta-7.5Cr合金的摩擦磨損性能

Fig. 3 Friction and wear properties of NiAl-2.5Ta-7.5Cr alloy at differentP/2·

2.2.2 磨損機理

當1/2·為0.16 N1/2·m/s時，高倍SEM下可以看到：合金磨損表面存在大量的犁溝及少量的黑色膜特征(圖4(a))，黑色膜的EDS分析發(fā)現主要含有鎳、鋁、鉻和鉭元素，并含有少量的氧元素(圖5(a))，可能存在少量的氧化物。隨著1/2的增加，合金磨損表面開始出現剝落特征(圖4(b))，并逐漸開始出現黏著、裂紋和塑性變形特征(圖4(c)和4(d))，磨粒磨損特征減弱。

1/2/( N1/2·m·s?1): (a) 0.16; (b) 0.45; (c) 0.54; (d) 0.54; (e) 1.34; (f) 3.02; (g) 3.02; (h) 3.02; (i) 4.02; (j) 4.02; (k) 4.02; (l) 4.83

圖4 不同1/2下NiAl-2.5Ta-7.5Cr合金的摩擦磨損表面形貌

Fig. 4 Wear morphology of NiAl-2.5Ta-7.5Cr alloy at different1/2·

1/2/( N1/2·m·s?1): (a) 0.16; (b) 1.34

圖5 NiAl-2.5Ta-7.5Cr合金的摩損表面黑色膜EDS圖

Fig. 5 EDS spectra of NiAl-2.5Ta-7.5Cr alloy’s black wear surfaces

對于一個固定配對的摩擦副來說，當1/2為常數時，溫升也應當是常數[18]，隨著1/2增大，摩擦熱效應增強。低1/2時，磨損表面的溫度低，合金的強度和硬度較高，塑性較低，由于NiAl合金的脆性強[12]，合金表面微凸體在硬的Si3N4陶瓷球滑動作用下會發(fā)生脫落，Si3N4陶瓷球表面微凸體對合金表面產生犁削作用，脫落的磨屑在往復滑動過程中發(fā)生加工硬化，硬化的顆粒也犁削合金表面。故1/2為0.16N1/2·m/s時，合金的磨損機制為磨粒磨損，犁削導致合金的摩擦因數較高。隨著1/2增大，摩擦表面溫度升高導致合金強度和硬度降低，塑性增加[19]，由于合金中不同相的力學特征不同，合金磨損表面中各相的塑性變形不協(xié)調將產生裂紋(圖4(c)和4(d))，裂紋導致磨損表面合金的剝落，故合金的磨損率逐漸升高；局部接觸峰頂可能發(fā)生焊合和轉移，磨損機制逐漸由磨粒磨損轉變?yōu)轲ぶp，黏著磨損的增強導致合金的摩擦因數逐漸升高。

隨著1/2的進一步增加，由圖4(e)可以看出：摩擦表面逐漸變得較為平整，塑性變形特征增強，剝落特征減弱，摩擦表面存在大量的黑色膜。EDS分析發(fā)現：黑色膜中存在氧、鎳、鋁、鉻和硅元素(圖5(b))，硅元素是從對磨件Si3N4陶瓷球上轉移過來的。對比圖5(a)，黑色膜中的氧元素含量大幅度增加，其中含有較多氧化物。黑色膜隨1/2的增加而增加，最后，基本覆蓋了全部磨損表面(圖4(f))。

這是由于隨著1/2的增大，表面溫度升高，生成的氧化物增多，摩擦熱又致使表面合金流動現象增強，表面層在類似拋光過程中被熔化，由于底材金屬的高熱導率，熔化的表面層可能迅速凝固生成一層無定形層[18]。結合EDS分析結果，這層無定形層為氧化物與基體材料的混合層，這層膜部分或全部隔離了摩擦副的直接接觸，形成無定形層/Si3N4的磨損狀態(tài)，由于無定形層具有良好的減摩和耐磨效果[8~11]，故合金的摩擦因數逐漸降低，磨損率快速降低后保持穩(wěn)定。另外，SEM還發(fā)現磨損表面無定形層剝落區(qū)域存在自修復的特征，修復方式有2種：一是剝落區(qū)域周圍的無定形層在摩擦力和壓力的作用下發(fā)生塑性流動填補剝落處(圖4(g))，二是氧化物和磨屑顆粒在摩擦過程中在剝落處聚集，在摩擦熱和摩擦功的共同作用下發(fā)生微區(qū)熱壓燒結[20?21]和摩擦化學反應[22]，生成無定形層(圖4(h))。摩擦表面無定形層的自修復特性有利于合金產生持久的低摩擦因數和低磨損率。

當1/2增加到4.02 N1/2·m/s時，摩擦表面剝落特征增強(圖4(i))；高倍SEM下發(fā)現，摩擦表面有少量的裂紋特征(圖4(j))，并有顯著的疲勞剝落凹坑存在(圖4(k))。這可能是由于，此工況下，滑動速度過高，在高速往復應力作用下，磨損表面合金經受反復的彈性變形，致使表面材料發(fā)生疲勞磨損，故磨損率升高。

另外，高的1/2致使摩擦熱效應進一步加強，易于表面無定形層的形成，溫度的升高又降低了無定形層的剪切強度，進一步降低摩擦因數。因而，當1/2增加到4.83 N1/2·m/s時，雖然磨損表面無定形層遭到嚴重破壞(圖4(l))，但其摩擦因數仍很低。

3 結論

1) NiAl-2.5Ta-7.5Cr合金由NiAl相、Cr2Ta相和NiAl-Cr共晶相組成，其強度和塑性良好。

2) 當1/2為0.16 N1/2·m/s時，合金的磨損機制為磨粒磨損；隨著1/2的增加，合金的磨損機制逐漸轉變?yōu)轲ぶp，摩擦因數和磨損率增加。1/2＞0.54 N1/2·m/s時，摩擦熱效應導致磨損表面氧化物增多，磨損機制逐漸轉變?yōu)檠趸p，摩擦表面形成的無定形層部分或全部隔離了摩擦副的直接接觸，磨損率快速降低后保持穩(wěn)定，摩擦因數逐漸降低。1/2增加至4.02 N1/2·m/s時，合金磨損表面出現疲勞磨損特征，摩擦表面剝落特征增加，磨損率快速升高。

3) 無定形層通過2種方式產生自修復特性。一是無定形層塑性流動填平摩擦表面剝落處，二是氧化物和磨屑顆粒在摩擦過程中在較低處聚集，在摩擦熱和摩擦功的共同作用下發(fā)生微區(qū)熱壓燒結和摩擦化學反應，生成無定形層。

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Friction and wear behavior of NiAl-2.5Ta-7.5Cr alloy at room temperature

ZHANG Mengen1, WANG Zhensheng1, 2, GUO Yuanjun1, GUO Jianting3, ZHOU Lanzhang3, YANG Shuangshuang1

(1. Hunan Provincial Key Laboratory for Health Maintaining of Mechanical Equipment, Hunan University of Science and Technology, Xiangtan 411201, China;2. Hunan Provincial Key Defense Laboratory of High Temperature Wear-resisting Materials and Preparation Technology, Hunan University of Science and Technology, Xiangtan 411201, China;3. Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences, Shenyang 110016, China)

The microstructure and properties of NiAl-2.5Ta-7.5Cr alloy were investigated. The microstructure was analyzed by SEM and XRD, the mechanical properties were conducted by a universal mechanical testing machine, and the friction and wear features at room temperature were studied using a friction and wear tester of high speed reciprocating. The results show that the NiAl-2.5Ta-7.5Cr alloy consists of NiAl, NiAl-Cr eutectic and Cr2Ta, and that makes the alloy have good strength and plasticity. The wear mechanism of alloy is abrasive wear in low1/2. With the increase of1/2, the wear mechanism of NiAl-2.5Ta-7.5Cr alloy gradually transforms itself into the adhesive wear, and at the same time both the wear rate and friction coefficient increase. When1/2is greater than 0.54 N1/2·m/s, the wear mechanism gradually turns into the oxidation wear mechanism. The friction pairs are divided with the amorphous layer formed on the wearing surface. The wear rate keeps stable after decreasing rapidly, and the friction coefficient gradually decreases under the condition. Fatigue wear characteristics appear when1/2is greater than 4.02 N1/2·m/s, and the surface spalling leads to high wear rate.

NiAl-2.5Ta-7.5Cr alloy; friction and wear properties; wear mechanism; amorphous layer

TH117；TG146

A

1672?7207(2015)01?0088?06

2014?02?10；

2014?04?06

國家自然科學基金資助項目(51101055，51275167)；湖南省自然科學基金資助項目(13JJ8015) (Projects(51101055, 51275167) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project(13JJ8015) supported by the Natural Science Foundation of Hunan Province)

王振生，博士，副教授，碩士生導師，從事摩擦學與模具強化方面的研究；E-mail: zswang@imr.ac.cn

10.11817/j.issn.1672?7207.2015.01.012

(編輯 楊幼平)