等离子体源渗氮奥氏体不锈钢的摩擦磨损行为
李广宇,曾心睿,王 楠,谷雪忠,方子奇
(营口理工学院机械与动力工程系,营口 １１５０１４)
摘 要:采用等离子体源渗氮技术对 AISI３１６奥氏体不锈钢进行４５０ ℃×６h改性处理,通过干摩擦磨损试验对比研究了该不锈钢基体和表面改性层在不同载荷下与Si３N４ 陶瓷球摩擦副对磨时的摩擦磨损行为,观察了磨损形貌,并对其磨损机制进行了分析.结果表明:等离子体源渗氮后,试验钢表面形成了厚度约１７μm 的单一面心立方结构的高氮 γN 相改性层,改性层中氮元素的原子分数为１５％~２０％,最大显微硬度约１５１０HV０．０１;与基体相比,在相同载荷下γN 相改性层具有相当或更低的摩擦因数,且比磨损率均降低一个数量级以上,耐磨性能显著提高;基体的磨损机
制主要为黏着磨损,而γN 相改性层在较低载荷(２~４N)下的磨损机制主要为氧化磨损,在较高载
荷(６~８N)下的主要为磨粒磨损.
关键词:等离子体源渗氮;奥氏体不锈钢;γN 相;摩擦磨损;磨损机制
０ 引 言
奥氏体不锈钢具有良好的力学性能、可加工性能与耐腐蚀性能,广泛应用于石油化工、航空航天、医疗核电等领域.但是,奥氏体不锈钢的硬度偏低、耐磨性能差,无法满足磨损部件及其在高压、高流速、腐蚀性介质、含有固体颗粒介质等工况下使用的要求,因此如何提到奥氏体不锈钢的硬度和耐磨性是学者们研究的重点.已有研究表明,低温(２００~
５００ ℃)渗氮改性技术,例 如 低 温 气 体/离 子 渗 氮、氮离子淹没 注 入 技 术、等 离 子 体 基 低 能 离 子 注 入技术等已成功实现对奥氏体不锈钢的改性[１Ｇ４],且改性后的奥氏体不锈钢表面形成了高氮含量的面心立方结构γN 相层,改性层在不降低甚至提高奥氏体不锈钢耐蚀性能 的 同 时 兼 具 高 硬 度(９００~２０００HV)、良好的耐磨性能及抗疲劳性能[４Ｇ７].
SUN 等[８]研究表明,低温等离子体渗氮 AISI３１６奥氏体不锈钢表面获得的 γN 相改性层在干摩擦条件下分别与轴承钢球和铝球对磨时,其磨损机制为氧化磨损,且磨损表面和亚表面均未观察到塑性变形.BLAWERT 等[９]通过等离子体淹没氮离子注入技术改性 X６CrNiTil８１０ 奥氏体不锈钢,获得的γN 相改性层在较高加载载荷下与轴承钢球对磨时,磨损表面有氧化层存在,磨损机制为氧化磨损.DAHM 等[１０]采用反应溅射沉积技术在 AISI３１６奥氏体不锈钢表面制备了３~４μm 厚的 γN 相耐磨涂层,与红宝石球对磨时的磨损机制为氧化磨损,并且涂层中氮含量的增加促进了磨损表面的氧
化反应.LI等[１１]研究表明,活性屏等离子体渗氮奥氏体不锈钢γN 相改性层在低滑动速度下的磨损
机制为氧化磨损和微观磨粒磨损.目前,有关 γN相改性层的研究多集中在其制备方法[１Ｇ３]及改善滑动和微动磨损性能[６Ｇ１１]等方面,而有关其摩擦磨损行为的研究并不系统,尤其是磨损机制的研究较少.为了系统地分析γN 相改性层的摩擦磨损行为并揭示其磨损机制的转变过程,作者采用等离子体源渗氮技术对 AISI３１６奥氏体不锈钢表面进行改性处
理,通过干摩擦磨损试验对比研究了基体和改性层在不同载荷下与Si３N４ 陶瓷球摩擦副对磨时的摩擦磨损行为,采用扫描电子显微镜观察磨损形貌,并对其磨损机制进行了分析,为 γN 相改性层在磨损部件上的应用提供试验依据.
１ 试样制备与试验方法
试验材料为商用 AISI３１６奥氏体不锈钢,其化学成分(质量分数/％)为０．０６C,１．８６Mn,１９．２３Cr,１１．２６Ni,２．２６Mo,余 Fe.采用线切割截取尺寸为?２０mm×６mm 的试样,经SiC金相砂纸打磨和粒径为１．５μm 的金刚石抛光膏抛光后,在丙酮溶液中超声清洗１５min,冷风吹干.在由大连理工大学表面工程实验室自主设计的等离子体源渗氮装置中进行渗氮处理,渗氮温度为４５０℃,纯 NH３ 气氛,压力为３００Pa,试样置于悬浮电位,渗氮处理６h.
采用由１０gCuSO４、５０mL HCl和５０mL H２O组成的 Marble试剂对等离子体源渗氮后试验钢表面
改性层横截面进行腐蚀,在LEICA MEF４A型光学显微镜上观察显微组织;采用SHIMADZUEPMAＧ１６００型电子 探 针 分 析 改 性 层 的 氮 元 素 含 量 分 布;使 用SHIMADZUXRDＧ６０００型 X射线衍射仪(XRD)分析改性层的物相组成;用 HXＧ１０００TM 维氏硬度计测改性层横截面的显微硬度分布,载荷为０．１N,加载时间１５s,测３次取平均值.
在 WTMＧ２E型球Ｇ盘式磨损试验机上进行干摩擦磨损试验,试样尺寸为?２０mm×６mm,摩擦副为?４mm 的Si３N４ 陶瓷球,加载载荷为２~８N,滑动速度 为 ０．２２m??s－１,滑 动 距 离 为 ８００ m;利 用SurfcorderET４０００A 型轮廓仪测磨痕的横截面轮廓,用 OriginalPro软件计算磨痕二维轮廓的面积,乘以磨痕周长得到磨损体积,将磨损体积除以载荷
和滑动距离即可得到比磨损率;采用JSMＧ５６００LV型扫描电子显微镜(SEM)观察摩擦磨损试验前后改性层表面的磨损形貌.
２ 试验结果与讨论
２．１ 改性层的组织、成分和物相组成由图 １ 可 知,试 验 钢 表 面 改 性 层 的 厚 度 约１７μm,改性层与基体间的界面较明显,经腐蚀后呈白亮色,这说明改性层具有良好的耐腐蚀性能.
由图２可知:在距表面１５μm 的范围内,改性层中氮元素的原子分数为１５％~２０％,之后随着距表面距离的增加,氮元素的原子分数迅速降低;当距表面距离超过１７μm 后,氮元素原子分数基本保持不变,为基体中氮元素的含量.由图３可知,改性层由单一面心立方结构的γN相组成,未发现其他相的衍射峰,这种单一相结构的改性层使得奥氏体不锈钢表面具有良好的耐腐蚀性能.LEI等[１２]研究表明,γN 相具有较高的形变层错密度和较低的孪晶层错密度,高的形变层错密度导致 X射线衍射峰强度衰减和高指数晶面衍射峰消失,并且形变层错导致 X 射线衍射峰发生位移,而孪晶层错则导致 X射线衍射峰呈非对称性
加载载荷条件下具有与基体相当或更低的摩擦因数.由图６可知:随着载荷的增加,试验钢基体的比
磨损率几乎呈线性增加趋势,由４．５×１０－５mm３ ??N－１??m－１增加至 １７．８×１０－５ mm３ ??N－１ ??m－１;γN 相改性层的比磨损率随着载荷的增加先降低后升高,其变化规律与摩擦因数的变化规律一致,并且γN 相改性层的比磨损率呈缓慢变化趋势,在相同载荷下的比磨损率比基体的均低一个数量级以上,因此耐磨性能显著提高.
２．３ 磨损形貌
由图７~图１０可知:随着载荷的增加,试验钢基体的磨痕变宽,磨损表面更加粗糙,载荷为 ２N时,磨损表面存在明显的塑性变形和黏着磨损痕迹,
随着载荷的增加,磨损表面出现犁沟形貌,并且黏着撕裂痕迹增多,基体表面发生了严重的磨损和材料的去除,这表明基体与 Si３N４ 陶瓷球对磨时的磨损机理以黏着磨损为主,同时伴有大量的塑性变形和微观切削;在较低载荷(２,４N)下,γN 相改性层磨损表面覆盖着一层不连续的氧化膜,表面平滑无裂痕,这表明在较低载荷下,γN 相改性层的磨损机制主要
为氧化磨损;在较高载荷(６,８N)下,γN 相改性层的磨痕宽度显著增大,出现了明显的塑性变形,磨痕内部可以观察到脱落的磨�：投狭训陌毯�,脱落的磨粒被压入摩擦的接触面内,使磨损表面产生了擦伤和沿滑动方向的犁沟形貌,这表明在较高载荷(６,８N)下,γN 相改性层的磨损机制主要为磨粒磨损.在干摩擦磨损试验过程中,由于试验钢基体的硬度偏低,在连续塑性剪切变形的作用下,在一定深度处出现位错堆积,形成裂纹,进而发生断裂,摩擦副之间的传质导致大量材料的去除,因此试验钢基体的耐磨性较差.γN 相改性层的硬度较高,能够提供高的承载能力,抵抗摩擦过程中的塑性变形和摩擦副的微观切削,使得摩擦界面处仅发生氧化磨损,从而提高试验钢的耐磨性能.当载荷由２N 增加到４N 时,磨损表面的氧化膜增多,起到了有效的保护和润滑作用,因此 γN 相改性层的摩擦因数和比磨损率均随载荷的增加而有所降低,磨损机制为氧化
磨损.随着载荷的进一步增大,γN 相改性层中塑性剪切变形和疲劳变形的累积使其表层和亚表层出现微裂纹,在高载荷作用下 γN 相改性层发生断裂并产生硬质磨粒,硬质磨粒嵌入摩擦界面并随着摩擦副而运动,导致改性层表面形成平行于滑动方向的
犁沟形貌,磨损机制由氧化磨损变为磨粒磨损,摩擦
因数和比磨损率增大.
３ 结 论
(１)对 AISI３１６奥氏体不锈钢进行４５０℃×６h
的等离子体源渗氮处理后,其表面形成了单一面心
立方结构γN 相改性层,改性层的厚度约１７μm,氮
元素的原 子 分 数 为 １５％ ~２０％,最 大 显 微 硬 度 约
１５１０HV０．０１.
(２)与奥氏体不锈钢基体相比,在相同载荷下
γN 相改性层具有相当或更低的摩擦因数,且比磨损
率均降低一个数量级以上,耐磨性能显著提高.
(３)奥氏体不锈钢基体的磨损机制主要是黏着
磨损,而γN 相改性层在较低载荷(２~４N)下的磨
损机制主要为氧化磨损,在较高载荷(６~８N)下的
主要为磨粒磨损.
