李廣宇,曾心睿,王 楠,谷雪忠,方子奇

(營口理工學院機械與動力工程系,營口 １１５０１４)

摘 要:采用等離子體源滲氮技術對 AISI３１６奧氏體不銹鋼進行４５０ ℃×６h改性處理,通過干摩擦磨損試驗對比研究了該不銹鋼基體和表面改性層在不同載荷下與Si３N４ 陶瓷球摩擦副對磨時的摩擦磨損行為,觀察了磨損形貌,并對其磨損機制進行了分析.結果表明:等離子體源滲氮后,試驗鋼表面形成了厚度約１７μm 的單一面心立方結構的高氮 γN 相改性層,改性層中氮元素的原子分數(shù)為１５％~２０％,最大顯微硬度約１５１０HV０．０１;與基體相比,在相同載荷下γN 相改性層具有相當或更低的摩擦因數(shù),且比磨損率均降低一個數(shù)量級以上,耐磨性能顯著提高;基體的磨損機

制主要為黏著磨損,而γN 相改性層在較低載荷(２~４N)下的磨損機制主要為氧化磨損,在較高載

荷(６~８N)下的主要為磨粒磨損.

關鍵詞:等離子體源滲氮;奧氏體不銹鋼;γN 相;摩擦磨損;磨損機制

０ 引 言

奧氏體不銹鋼具有良好的力學性能、可加工性能與耐腐蝕性能,廣泛應用于石油化工、航空航天、醫(yī)療核電等領域.但是,奧氏體不銹鋼的硬度偏低、耐磨性能差,無法滿足磨損部件及其在高壓、高流速、腐蝕性介質、含有固體顆粒介質等工況下使用的要求,因此如何提到奧氏體不銹鋼的硬度和耐磨性是學者們研究的重點.已有研究表明,低溫(２００~

５００ ℃)滲氮改性技術,例 如 低 溫 氣 體/離 子 滲 氮、氮離子淹沒 注 入 技 術、等 離 子 體 基 低 能 離 子 注 入技術等已成功實現(xiàn)對奧氏體不銹鋼的改性[１Ｇ４],且改性后的奧氏體不銹鋼表面形成了高氮含量的面心立方結構γN 相層,改性層在不降低甚至提高奧氏體不銹鋼耐蝕性能 的 同 時 兼 具 高 硬 度(９００~２０００HV)、良好的耐磨性能及抗疲勞性能[４Ｇ７].

SUN 等[８]研究表明,低溫等離子體滲氮 AISI３１６奧氏體不銹鋼表面獲得的 γN 相改性層在干摩擦條件下分別與軸承鋼球和鋁球對磨時,其磨損機制為氧化磨損,且磨損表面和亞表面均未觀察到塑性變形.BLAWERT 等[９]通過等離子體淹沒氮離子注入技術改性 X６CrNiTil８１０ 奧氏體不銹鋼,獲得的γN 相改性層在較高加載載荷下與軸承鋼球對磨時,磨損表面有氧化層存在,磨損機制為氧化磨損.DAHM 等[１０]采用反應濺射沉積技術在 AISI３１６奧氏體不銹鋼表面制備了３~４μm 厚的 γN 相耐磨涂層,與紅寶石球對磨時的磨損機制為氧化磨損,并且涂層中氮含量的增加促進了磨損表面的氧

化反應.LI等[１１]研究表明,活性屏等離子體滲氮奧氏體不銹鋼γN 相改性層在低滑動速度下的磨損

機制為氧化磨損和微觀磨粒磨損.目前,有關 γN相改性層的研究多集中在其制備方法[１Ｇ３]及改善滑動和微動磨損性能[６Ｇ１１]等方面,而有關其摩擦磨損行為的研究并不系統(tǒng),尤其是磨損機制的研究較少.為了系統(tǒng)地分析γN 相改性層的摩擦磨損行為并揭示其磨損機制的轉變過程,作者采用等離子體源滲氮技術對 AISI３１６奧氏體不銹鋼表面進行改性處

理,通過干摩擦磨損試驗對比研究了基體和改性層在不同載荷下與Si３N４ 陶瓷球摩擦副對磨時的摩擦磨損行為,采用掃描電子顯微鏡觀察磨損形貌,并對其磨損機制進行了分析,為 γN 相改性層在磨損部件上的應用提供試驗依據.

１ 試樣制備與試驗方法

試驗材料為商用 AISI３１６奧氏體不銹鋼,其化學成分(質量分數(shù)/％)為０．０６C,１．８６Mn,１９．２３Cr,１１．２６Ni,２．２６Mo,余 Fe.采用線切割截取尺寸為?２０mm×６mm 的試樣,經SiC金相砂紙打磨和粒徑為１．５μm 的金剛石拋光膏拋光后,在丙酮溶液中超聲清洗１５min,冷風吹干.在由大連理工大學表面工程實驗室自主設計的等離子體源滲氮裝置中進行滲氮處理,滲氮溫度為４５０℃,純 NH３ 氣氛,壓力為３００Pa,試樣置于懸浮電位,滲氮處理６h.

采用由１０gCuSO４、５０mL HCl和５０mL H２O組成的 Marble試劑對等離子體源滲氮后試驗鋼表面

改性層橫截面進行腐蝕,在LEICA MEF４A型光學顯微鏡上觀察顯微組織;采用SHIMADZUEPMAＧ１６００型電子 探 針 分 析 改 性 層 的 氮 元 素 含 量 分 布;使 用SHIMADZUXRDＧ６０００型 X射線衍射儀(XRD)分析改性層的物相組成;用 HXＧ１０００TM 維氏硬度計測改性層橫截面的顯微硬度分布,載荷為０．１N,加載時間１５s,測３次取平均值.

在 WTMＧ２E型球Ｇ盤式磨損試驗機上進行干摩擦磨損試驗,試樣尺寸為?２０mm×６mm,摩擦副為?４mm 的Si３N４ 陶瓷球,加載載荷為２~８N,滑動速度 為 ０．２２m??s－１,滑 動 距 離 為 ８００ m;利 用SurfcorderET４０００A 型輪廓儀測磨痕的橫截面輪廓,用 OriginalPro軟件計算磨痕二維輪廓的面積,乘以磨痕周長得到磨損體積,將磨損體積除以載荷

和滑動距離即可得到比磨損率;采用JSMＧ５６００LV型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察摩擦磨損試驗前后改性層表面的磨損形貌.

２ 試驗結果與討論

２．１ 改性層的組織、成分和物相組成由圖 １ 可 知,試 驗 鋼 表 面 改 性 層 的 厚 度 約１７μm,改性層與基體間的界面較明顯,經腐蝕后呈白亮色,這說明改性層具有良好的耐腐蝕性能.

由圖２可知:在距表面１５μm 的范圍內,改性層中氮元素的原子分數(shù)為１５％~２０％,之后隨著距表面距離的增加,氮元素的原子分數(shù)迅速降低;當距表面距離超過１７μm 后,氮元素原子分數(shù)基本保持不變,為基體中氮元素的含量.由圖３可知,改性層由單一面心立方結構的γN相組成,未發(fā)現(xiàn)其他相的衍射峰,這種單一相結構的改性層使得奧氏體不銹鋼表面具有良好的耐腐蝕性能.LEI等[１２]研究表明,γN 相具有較高的形變層錯密度和較低的孿晶層錯密度,高的形變層錯密度導致 X射線衍射峰強度衰減和高指數(shù)晶面衍射峰消失,并且形變層錯導致 X 射線衍射峰發(fā)生位移,而孿晶層錯則導致 X射線衍射峰呈非對稱性

加載載荷條件下具有與基體相當或更低的摩擦因數(shù).由圖６可知:隨著載荷的增加,試驗鋼基體的比

磨損率幾乎呈線性增加趨勢,由４．５×１０－５mm３ ??N－１??m－１增加至 １７．８×１０－５ mm３ ??N－１ ??m－１;γN 相改性層的比磨損率隨著載荷的增加先降低后升高,其變化規(guī)律與摩擦因數(shù)的變化規(guī)律一致,并且γN 相改性層的比磨損率呈緩慢變化趨勢,在相同載荷下的比磨損率比基體的均低一個數(shù)量級以上,因此耐磨性能顯著提高.

２．３ 磨損形貌

由圖７~圖１０可知:隨著載荷的增加,試驗鋼基體的磨痕變寬,磨損表面更加粗糙,載荷為 ２N時,磨損表面存在明顯的塑性變形和黏著磨損痕跡,

隨著載荷的增加,磨損表面出現(xiàn)犁溝形貌,并且黏著撕裂痕跡增多,基體表面發(fā)生了嚴重的磨損和材料的去除,這表明基體與 Si３N４ 陶瓷球對磨時的磨損機理以黏著磨損為主,同時伴有大量的塑性變形和微觀切削;在較低載荷(２,４N)下,γN 相改性層磨損表面覆蓋著一層不連續(xù)的氧化膜,表面平滑無裂痕,這表明在較低載荷下,γN 相改性層的磨損機制主要

為氧化磨損;在較高載荷(６,８N)下,γN 相改性層的磨痕寬度顯著增大,出現(xiàn)了明顯的塑性變形,磨痕內部可以觀察到脫落的磨粒和斷裂的疤痕,脫落的磨粒被壓入摩擦的接觸面內,使磨損表面產生了擦傷和沿滑動方向的犁溝形貌,這表明在較高載荷(６,８N)下,γN 相改性層的磨損機制主要為磨粒磨損.在干摩擦磨損試驗過程中,由于試驗鋼基體的硬度偏低,在連續(xù)塑性剪切變形的作用下,在一定深度處出現(xiàn)位錯堆積,形成裂紋,進而發(fā)生斷裂,摩擦副之間的傳質導致大量材料的去除,因此試驗鋼基體的耐磨性較差.γN 相改性層的硬度較高,能夠提供高的承載能力,抵抗摩擦過程中的塑性變形和摩擦副的微觀切削,使得摩擦界面處僅發(fā)生氧化磨損,從而提高試驗鋼的耐磨性能.當載荷由２N 增加到４N 時,磨損表面的氧化膜增多,起到了有效的保護和潤滑作用,因此 γN 相改性層的摩擦因數(shù)和比磨損率均隨載荷的增加而有所降低,磨損機制為氧化

磨損.隨著載荷的進一步增大,γN 相改性層中塑性剪切變形和疲勞變形的累積使其表層和亞表層出現(xiàn)微裂紋,在高載荷作用下 γN 相改性層發(fā)生斷裂并產生硬質磨粒,硬質磨粒嵌入摩擦界面并隨著摩擦副而運動,導致改性層表面形成平行于滑動方向的

犁溝形貌,磨損機制由氧化磨損變?yōu)槟チＤp,摩擦

因數(shù)和比磨損率增大.

３ 結 論

(１)對 AISI３１６奧氏體不銹鋼進行４５０℃×６h

的等離子體源滲氮處理后,其表面形成了單一面心

立方結構γN 相改性層,改性層的厚度約１７μm,氮

元素的原 子 分 數(shù) 為 １５％ ~２０％,最 大 顯 微 硬 度 約

１５１０HV０．０１.

(２)與奧氏體不銹鋼基體相比,在相同載荷下

γN 相改性層具有相當或更低的摩擦因數(shù),且比磨損

率均降低一個數(shù)量級以上,耐磨性能顯著提高.

(３)奧氏體不銹鋼基體的磨損機制主要是黏著

磨損,而γN 相改性層在較低載荷(２~４N)下的磨

損機制主要為氧化磨損,在較高載荷(６~８N)下的

主要為磨粒磨損.