電壓對(duì)低碳鋼表面液相等離子體電解碳氮共滲層的摩擦學(xué)性能影響

張蓬予， 朱新河， 付景國(guó)， 馬春生， 馬圣林， 劉 建

(大連海事大學(xué)輪機(jī)工程學(xué)院,大連 116026)

低碳鋼因其韌性、強(qiáng)度高、低成本、易加工等優(yōu)點(diǎn),在國(guó)防、制造等行業(yè)中被廣泛使用,但又因表面磨損及腐蝕失效等劣勢(shì),限制了其使用及推廣[1-3]。為了降低材料因磨損造成的損失,一般采用熱噴涂[4]、電鍍[5]、激光熔覆[6]、滲碳滲氮等處理方式提高材料耐磨性能。氣體滲、離子滲等方法都屬于傳統(tǒng)的滲碳、滲氮以及碳氮共滲工藝,此類方法生產(chǎn)效率低，而且因?yàn)槭軣釃?yán)重,工件容易發(fā)生形變,能耗也比較高[7-9]?；谖⒒⊙趸囊合嗟入x子體電解滲透是一種較新的表面改性技術(shù),通過(guò)將工件放置在特定的電解液中來(lái)執(zhí)行,整個(gè)工件受熱輕微,很短時(shí)間即可獲得高硬度、耐磨和耐腐蝕的滲透層[10-14]。

Nie等[15]采用直流電源對(duì)316不銹鋼進(jìn)行碳氮共滲,滲層摩擦系數(shù)及磨損率均明顯降低,耐腐蝕性能顯著提高；Yerokhin等[16]研究了碳氮共滲層的微觀結(jié)構(gòu)、機(jī)械性能和摩擦學(xué)性能,結(jié)果表明滲層在摩擦磨損測(cè)試中,摩擦系數(shù)及磨損率均明顯降低；Shen等[17]將Q235在乙醇胺體系電解液中進(jìn)行等離子電解碳氮共滲處理,獲得70 μm厚的滲層,最高硬度可達(dá)750 HV,是基材的4.5倍,試樣的耐磨性也有明顯提高；馬穎等[18]在45鋼表面實(shí)現(xiàn)了以滲碳為主的碳氮共滲,獲得表面改性層,硬度高達(dá)480 HV,為基體的1.5倍；楊群等[19]在40Cr鋼表面經(jīng)10 min碳氮共滲獲得了厚度為38 μm的滲層,表面為多孔形貌,觀察截面微觀結(jié)構(gòu)可以看出滲層由一層過(guò)渡層和兩層白亮層組成,顯微硬度最高可達(dá)650 HV,而且試樣的腐蝕速率遠(yuǎn)小于基體。賀紹杰等[20]采用乙醇胺-氯化銨體系電解液,在42CrMo鋼表面進(jìn)行碳氮共滲處理,獲得了厚度為60 μm的滲層,硬度可達(dá)到537HV,是基體硬度的2倍左右。目前在對(duì)鋼表面進(jìn)行液態(tài)等離子體碳氮共滲的研究中,獲得的滲透層的厚度低,而且盡管硬度增加,但是滲層的耐磨性并不令人滿意。

綜上所述,在考慮滲透層厚度、硬度和耐磨性的基礎(chǔ)上,采用液相等離子體電解滲透法對(duì)低碳鋼進(jìn)行處理,得到不同施加電壓下的滲透層。根據(jù)滲層的形貌和硬度分析,用球盤摩擦磨損試驗(yàn)儀對(duì)滲層的摩擦磨損性能進(jìn)行了測(cè)試,獲得了較好的耐磨性。

1 試驗(yàn)

1.1 滲層制備

將試驗(yàn)所用低碳鋼板材切成100 mm×10 mm×2 mm的薄片試樣,其化學(xué)成分如表1所示。試樣經(jīng)砂紙打磨、超聲清洗后放入電解液中進(jìn)行液相等離子體碳氮共滲處理,試樣作為陰極,不銹鋼容器作陽(yáng)極。電源采用WHD-20多功能雙極性交變脈沖電源,選擇甘油為碳源,尿素溶液為碳氮源,電解液為甘油和尿素溶液體積比1∶1的混合溶液,甘油分析純AR,尿素濃度300 g/L,并添加少量氯化鈉作為導(dǎo)電劑調(diào)節(jié)電解液的導(dǎo)電率,實(shí)驗(yàn)溶液體積為1 L。電參數(shù)為頻率100 Hz,占空比80%,放電時(shí)間5 min,電壓分別為320、330、340、350、360 V。處理完畢后,試樣表面超聲清洗、吹干并保存?zhèn)溆谩?/p>

表1 試樣化學(xué)成分Table 1 The chemical composition of the sample

1.2 摩擦磨損試驗(yàn)

采用CFT-1球盤式摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)對(duì)試樣的表面摩擦磨損性能進(jìn)行檢測(cè),結(jié)構(gòu)簡(jiǎn)圖如圖1所示。其中試樣作為下表面,對(duì)磨偶件為GCr15軸承鋼球(直徑為4 mm,硬度為720 HV),試驗(yàn)在干摩擦條件下進(jìn)行,加載力為10 N,轉(zhuǎn)速為400 r/min,滑移距離為5 mm。

圖1 摩擦磨損實(shí)驗(yàn)機(jī)示意圖Fig.1 Schematic diagram of ball-disc reciprocating tribometer

1.3 滲層性能評(píng)價(jià)

用場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡和能譜儀(OXFORD)觀察并分析樣品的表面、截面形貌和成分組成。用顯微硬度計(jì)測(cè)量樣品的表面顯微硬度。用三維共聚焦顯微鏡(OLYMPUS-OLS3100)測(cè)量摩擦磨損試驗(yàn)后樣品的截面輪廓。通過(guò)X射線衍射(X-rag diffraction, XRD)分析測(cè)量樣品的相組成。

2 結(jié)果及分析

2.1 碳氮共滲層的表面形貌

圖2所示為低碳鋼基體經(jīng)不同電壓處理后樣品表面的形貌。從圖2中可以看出,在電壓較低時(shí),碳氮共滲滲層表面呈現(xiàn)較多的球狀凸起、凹坑和小孔；隨著電壓的逐漸升高,球狀物和凹坑逐漸減少,這些球凸起、凹坑和小孔是由強(qiáng)烈等離子體放電刻蝕、氣泡轟擊作用導(dǎo)致形成,小孔是等離子體放電形成的通道,被擊穿形成孔洞的表面在等離子體的連續(xù)轟擊下發(fā)生微區(qū)熔化,形成球凸起和凹坑。分析認(rèn)為低壓時(shí)電勢(shì)差較低,試樣表面放電不均勻,所以球狀物和凹坑較多,隨著電壓升高,電勢(shì)差逐漸增加,在樣品最外層與基體元素形成的碳化物和氧化物也越來(lái)越多,逐漸將放電通道封死,表面放電逐漸均勻致密,電弧越來(lái)越小,孔洞越來(lái)越少。

圖2 不同電壓下試樣的表面形貌Fig.2 The surface SEM morphologies of samples at different voltage

圖3所示為低碳鋼基體在不同電壓處理后樣品的截面形貌。圖3中可以明顯地觀測(cè)到滲透層厚度均勻,并且隨著電壓的增加。滲透層的厚度逐漸增加,另外,從截面中還可以看出,截面由滲層和一層較薄的表面氧化層組成,過(guò)渡滲層均勻致密,表面氧化層粗糙不平整,探究其原因,應(yīng)該是由于反應(yīng)過(guò)程中高壓條件下試樣表面溫度過(guò)高而后在電解液中淬火導(dǎo)致。電壓為320 V時(shí)滲層厚度只有26.9 μm,350 V達(dá)到極大值130.24 μm。當(dāng)電壓上升到360 V后,膜層厚度增加不明顯,且有小幅度下降。與文獻(xiàn)[17]相比,厚度約提升了86%。

圖3 不同電壓下試樣的截面形貌Fig.3 The cross-section SEM of samples at different voltage

2.2 碳氮共滲層的硬度分析

為進(jìn)一步分析滲透層的性能,對(duì)滲透層的表面硬度進(jìn)行分析,結(jié)果如圖4所示。從圖4中可以看出,基體表面硬度僅為250～310 HV,經(jīng)碳氮共滲處理之后硬度大幅度提高,隨著施加電壓的提升硬度也隨之上升,但是350 V之后硬度提升不再明顯,最高硬度為846.7 HV,接近基體硬度的3倍。

圖4 試樣的顯微硬度變化曲線Fig.4 Micro-hardness curves of different samples

2.3 摩擦磨損試驗(yàn)結(jié)果

圖5所示為基體及經(jīng)不同電壓處理后試樣的摩擦系數(shù)曲線。從圖5中可以看出,低碳鋼基體的初始摩擦系數(shù)為0.4,并隨摩擦?xí)r間的增加呈現(xiàn)一直上升的趨勢(shì),最終上升至1.7；而經(jīng)320 V電壓處理后試樣的初始摩擦系數(shù)僅為0.2,但迅速上升至1.0,并在450 s后迅速下降至0.6,之后再呈現(xiàn)一直上升的趨勢(shì)。分析認(rèn)為由于低碳鋼處理后表面球狀物的存在,使得摩擦初始階段接觸面積小,摩擦系數(shù)低,但隨著試驗(yàn)的進(jìn)行,球狀物對(duì)鋼球產(chǎn)生了切削作用,使得摩擦系數(shù)迅速上升。另外,由于滲透層的厚度較薄,在經(jīng)450 s后,滲透層被破壞,鋼球開始與基體接觸,摩擦系數(shù)開始迅速下降,并呈現(xiàn)與基體相似的趨勢(shì)；經(jīng)330、340、350、360 V處理試樣的摩擦系數(shù)呈現(xiàn)相似的趨勢(shì),初始摩擦系數(shù)較低,并迅速上升至一種穩(wěn)定狀態(tài),說(shuō)明滲透層相對(duì)較厚,經(jīng)摩擦磨損試驗(yàn)后,滲層并未發(fā)生破壞；其中經(jīng)330 V處理的滲層摩擦系數(shù)穩(wěn)定在1.0左右,經(jīng)350 V處理的滲透層穩(wěn)定摩擦系數(shù)最小,約為0.65,與基體相比,摩擦系數(shù)約降低了169%。

圖5 試樣摩擦磨損實(shí)驗(yàn)過(guò)程中的摩擦系數(shù)Fig.5 Friction coefficient of different samples

圖6所示為試樣摩擦試驗(yàn)后磨痕表面形貌及輪廓圖。從圖6中可以看出,試樣磨痕表面呈現(xiàn)顯微切削或犁削后留下的切削或犁削的溝壑以及少量的較淺的疲勞剝落坑形態(tài),基體磨痕深度為82.23 μm,350 V條件下處理的滲層磨痕最淺,深度為14.79 μm,與基體相比,磨痕深度降低了82%。

圖6 試樣摩擦磨損實(shí)驗(yàn)后的表面磨痕和二維截面輪廓圖Fig.6 The wear scar diameter and wear scar profile of samples after wear test

3 討論

3.1 碳氮共滲層的能譜分析

為探討滲透層的耐磨機(jī)理,對(duì)滲透層的截面進(jìn)行能譜分析,結(jié)果如圖7所示。從圖7中可以看出,經(jīng)過(guò)等離子體表面處理后,表層Fe元素含量逐漸減少,而C、N和O元素的含量逐漸增加。并且隨著施加電壓的增加,其含量變化更加明顯,而且元素N的變化趨勢(shì)明顯強(qiáng)于元素C,表明碳氮共滲的過(guò)程中是以滲氮為主。滲透層中O元素的含量高可能是由于電解液中的水在高溫下分解引起的。

圖7 試樣截面元素分布Fig.7 Distribution of elements in the cross-section of different samples

3.2 碳氮共滲層的物相分析

對(duì)滲透層表面進(jìn)行XRD分析,結(jié)果如圖8所示。由圖8可知,經(jīng)過(guò)碳氮共滲處理,基體的表面生成Fe的碳化物及氮化物。而且隨著處理電壓的提高,α-Fe逐漸向γ-Fe轉(zhuǎn)變。鐵氮化合物的主要衍射峰強(qiáng)度逐漸增加,雜峰中Fe/N原子比例先降低后增加,從330 V中的FeN0.056,到340 V和350 V中的Fe2N和FeN0.088,再到360 V中的FeN0.076,以Fe3C和Fe5C2為主的鐵碳化合物衍射峰一直存在,其中Fe3C的峰呈下降趨勢(shì),Fe5C2的峰逐漸增強(qiáng),說(shuō)明化合物中Fe/C的原子比呈下降趨勢(shì)。因此,碳氮共滲處理后C、N元素通過(guò)擴(kuò)散進(jìn)入Fe的晶格中形成含C、N的固溶體,超過(guò)飽和度后,鐵碳化合物和鐵氮化合物將繼續(xù)形成,滲層由鐵碳化合物和鐵氮化合物組成,也再次表明反應(yīng)過(guò)程以滲氮為主。

圖8 試樣物相XRD分析結(jié)果Fig.8 XRD results of different samples

從截面線掃描及滲層物相分析結(jié)果來(lái)看,碳氮共滲處理之后,電解液中C、N元素滲入基體,在基體表面形成均勻致密的滲層,滲層主要成分為鐵碳化合物和鐵氮化合物,也是因此,碳氮共滲處理后的滲層硬度大幅度提高,耐磨性能也較基體大幅度提升。

4 結(jié)論

在低碳鋼表面通過(guò)液相等離子體電解碳氮共滲技術(shù)制備了碳氮共滲層,利用球盤式摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)對(duì)其表面性能進(jìn)行檢測(cè),得出以下結(jié)論。

(1)試驗(yàn)條件下,當(dāng)施加電壓為350 V時(shí),滲層厚度可達(dá)130.24 μm,與現(xiàn)有文獻(xiàn)相比,厚度約提升了86%。

(2)當(dāng)施加電壓為350 V時(shí),滲層的摩擦系數(shù)為0.65,磨損量為14.79 μm,與基體相比,分別降低了169%和82%。

(3)減摩耐磨的主要原因是在等離子電解滲過(guò)程中形成的鐵氮化合物和碳鐵化合物,實(shí)驗(yàn)條件下的碳氮共滲以滲氮為主。