23-8N氣門鋼的高溫摩擦磨損特性*

屈盛官 尹聯(lián)民 賴福強(qiáng) 肖傳偉 李小強(qiáng)

(華南理工大學(xué) 機(jī)械與汽車工程學(xué)院， 廣東 廣州 510640)

氣門是發(fā)動機(jī)的關(guān)鍵零部件，由于其工作于高溫、交變載荷沖擊、復(fù)雜燃燒氣氛沖刷和腐蝕等惡劣環(huán)境中，容易產(chǎn)生磨損[1- 3]，而3Cr23Ni8Mn3N奧氏體耐熱鋼(簡稱23-8N鋼)具有良好的機(jī)械性能、耐高溫、耐腐蝕以及抗磨損等性能，在現(xiàn)代發(fā)動機(jī)氣門中得到了廣泛的應(yīng)用.23-8N鋼在不同熱處理狀態(tài)下，晶內(nèi)彌散碳化物的析出狀態(tài)及數(shù)量有較大差別，直接影響其力學(xué)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(jī)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(jī)排氣門的主要材料之一，其高溫摩擦磨損性能至關(guān)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(bào)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(jìn)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(jī)制的影響，為氣門的應(yīng)用和失效分析提供理論依據(jù).

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 材料制備

實(shí)驗(yàn)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(shù)為800 ℃保溫16 h后空冷，固溶+時效熱處理工藝參數(shù)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(jìn)行機(jī)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(zhì)量分?jǐn)?shù).

圖1 摩擦磨損試驗(yàn)原理和磨損體積計(jì)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(jīng)機(jī)加工、打磨及拋光后，在王水溶液中進(jìn)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(shù)：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(jìn)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(jì)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(yàn)

在MMU-10G型高溫端面摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行材料的摩擦磨損試驗(yàn)，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(yàn)示意圖，試驗(yàn)參數(shù)如下：干摩擦，載荷300 N，轉(zhuǎn)速60 r/min，試驗(yàn)開始時低速預(yù)磨10 s，單次試驗(yàn)時長1 h，溫度分別設(shè)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(jìn)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(biāo)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(jié)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(xiàn)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(xì)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(qiáng)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(xì)小條狀組織(a處)，而b處局部有樹枝狀析出組織出現(xiàn)，主要是由于固溶溫度高于相變溫度，促進(jìn)材料晶粒長大，同時析出相的大小和數(shù)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(xì)小的條狀組織(Si的硬質(zhì)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(diǎn)的硬度測量數(shù)值和較小的硬度波動范圍.試驗(yàn)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(shù)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(shù)急劇升高，這主要是由于機(jī)加工后的摩擦副表面具有微觀和宏觀幾何缺陷，導(dǎo)致初始摩擦?xí)r的實(shí)際接觸峰點(diǎn)壓力高[8- 10]；試樣A的摩擦系數(shù)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(shù)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(dǎo)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(shù)，可見溫度對各摩擦副間的摩擦系數(shù)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(dǎo)致其摩擦系數(shù)最大[11- 13]；隨著測試溫度的增加，兩種試樣的摩擦系數(shù)都呈先減少后增大的趨勢，主要是因?yàn)楦邷厥鼓Σ粮辈牧媳砻嬷饾u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(shù)曲線

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

進(jìn)而降低了摩擦系數(shù)，但隨著溫度的進(jìn)一步升高，氧化膜逐漸被破壞，承載力降低，導(dǎo)致兩對摩副直接接觸，引起摩擦系數(shù)升高[13- 14].在各個溫度下，試樣B的穩(wěn)態(tài)摩擦系數(shù)都低于試樣A的穩(wěn)態(tài)摩擦系數(shù)，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(shù)、磨損體積與溫度的關(guān)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(guān)系.由圖可知：兩種試樣磨損體積也呈現(xiàn)出先減小后增大的趨勢，在 400 ℃時磨損體積達(dá)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(yán)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(jī)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(xì)微劃痕，附著松散的細(xì)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(xiàn)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(xiàn)疲勞剝落坑(圖5(c)?處)，分布有細(xì)密的犁溝及塊狀的平整磨屑(圖5(c)?處)，表現(xiàn)為典型的磨粒磨損和黏著磨損，并且剝落坑邊緣有許多細(xì)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(jī)理以磨粒磨損和黏著磨損為主.400 ℃時，磨痕邊緣出現(xiàn)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(xiàn)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(xiàn)了疲勞剝落坑，且周圍出現(xiàn)了細(xì)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(xiàn)為嚴(yán)重的黏著磨損；而磨痕表面四周主要為細(xì)密的犁溝(圖5(f)c處)，表現(xiàn)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(yàn)后試樣的剖面進(jìn)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(xiàn)，氧化膜光滑且致密，在邊緣處有較深的剪切裂紋出現(xiàn)；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(xiàn)，這主要是由氧化膜內(nèi)部應(yīng)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(xiàn)[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(jié)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(yàn)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(zhì)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?yàn)楦邷叵翭e3O4易和氧氣反應(yīng)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(xiàn)，在高溫測試條件下，試樣組織的粗細(xì)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(xì)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(qiáng)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(shù)較大；400 ℃時，磨損初期掉下的少量粗大硬質(zhì)相在反復(fù)摩擦力作用下易引起應(yīng)力集中，在試樣次表層誘發(fā)裂紋萌生、擴(kuò)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(jìn)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(yīng)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(dǎo)致磨損急劇增加，試樣在反復(fù)摩擦下產(chǎn)生細(xì)微的原始疲勞裂紋，擴(kuò)展、延伸形成剝落坑，穩(wěn)態(tài)摩擦系數(shù)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(qiáng)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(dǎo)致其磨損量增加.

3 結(jié)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(zhì)析出相在摩擦力的反復(fù)作用下導(dǎo)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(jī)理相似，隨著溫度的升高，試樣表面氧化膜的強(qiáng)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(yīng)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(dǎo)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(dǎo)致了嚴(yán)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(xì)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(qiáng)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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