屈盛官，楊章選，賴福強(qiáng)，和銳亮，付志強(qiáng)，李小強(qiáng)

(1 華南理工大學(xué) 國(guó)家金屬材料近凈成形工程技術(shù)研究中心，廣州 510640;2 中國(guó)地質(zhì)大學(xué)(北京) 工程技術(shù)學(xué)院，北京 100083)

發(fā)動(dòng)機(jī)氣門-氣門座圈摩擦副運(yùn)行工況惡劣，高機(jī)械負(fù)荷沖擊以及高溫燃?xì)鉀_刷腐蝕使其易產(chǎn)生磨損，其磨損形式主要有沖擊磨損、腐蝕磨損和微動(dòng)磨損[1-4]。氣門-氣門座圈摩擦副的磨損直接影響發(fā)動(dòng)機(jī)的輸出功率、工作效率和服役壽命等[5]。高壓燃?xì)庾饔檬沟脷忾T落座后相對(duì)于氣門座圈發(fā)生微滑動(dòng)，產(chǎn)生微動(dòng)磨損，是導(dǎo)致氣門座圈工作面磨損失效的關(guān)鍵因素之一[3,6-7]。Wang等[8]研究發(fā)現(xiàn)，氣門與氣門座圈之間的相對(duì)滑動(dòng)加劇了磨粒磨損，并導(dǎo)致氣門座圈工作面產(chǎn)生塑性變形。Chun等[1]在排氣門與氣門座圈的磨損特性研究中發(fā)現(xiàn)，氣門座圈工作表面產(chǎn)生了微動(dòng)磨損。微動(dòng)磨損量雖然較小，但會(huì)加速裂紋的萌生與擴(kuò)展，明顯降低零件的壽命[9]。

隨著發(fā)動(dòng)機(jī)性能指標(biāo)的不斷提高及無(wú)鉛汽油的推廣，粉末冶金燒結(jié)氣門座圈逐漸成為一個(gè)研究重點(diǎn)[10]。Lima等，Campos等和Lowhapandu等研究結(jié)果表明，采用滲銅工藝可以顯著提高鐵基粉末冶金材料的致密度、硬度、斷裂韌度和疲勞性能[10-12]。鄭朝旭等[13]研究了滲銅對(duì)燒結(jié)鋼性能的影響，指出滲銅后的材料呈現(xiàn)出優(yōu)異的耐磨性。Dyachkova等[14]研究發(fā)現(xiàn)，鐵基粉末冶金材料滲銅后的硬度和抗拉強(qiáng)度顯著提高，磨損抗力相對(duì)于基體材料提高了2.5～3.3倍。

本工作通過(guò)對(duì)比研究不同滲銅量下鐵基粉末冶金座圈材料的物理性能、力學(xué)性能、摩擦因數(shù)、磨損量及磨損機(jī)理的差異，分析了滲銅量對(duì)座圈材料微動(dòng)磨損性能的影響，為后續(xù)粉末冶金氣門座圈材料的研制及其抗微動(dòng)性能研究提供重要參考。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)材料制備

氣門座圈材料的化學(xué)成分如表1所示。添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.6%的硬脂酸鋅作為潤(rùn)滑劑，在V型混粉機(jī)中混合。壓制壓力500～700MPa，采用網(wǎng)帶式燒結(jié)爐進(jìn)行燒結(jié)，燒結(jié)溫度1120～1150℃，保溫時(shí)間1.5～2h，保護(hù)氣氛為分解氨。燒結(jié)后，基體密度為6.6～6.8g/cm3。熔滲塊形狀與基體截面形狀一致，根據(jù)計(jì)算的基體孔隙度，將熔滲塊質(zhì)量分別定為基體質(zhì)量的5%，10%，15%和20%，熔滲時(shí)放置于基體頂部，熔滲溫度1120～1150℃，分解氨保護(hù)，保溫時(shí)間1.5h，采用水套冷卻方式。各試樣編號(hào)及滲銅量如表2所示。

表1 氣門座圈材料的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of the valve seat material(mass fraction/%)

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

將部分試樣表面多余的銅清理之后，對(duì)各試樣進(jìn)行檢測(cè)。利用排水法(阿基米德法)檢測(cè)試樣的密度；用KH3000A洛氏硬度計(jì)檢測(cè)試樣的硬度；采用CMT5105微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)檢測(cè)試樣的壓潰強(qiáng)度；用環(huán)境掃描電子顯微鏡Quanta 200對(duì)拋光后的各試樣表面形貌進(jìn)行分析；用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液對(duì)拋光后的試樣進(jìn)行腐蝕，在Leica DMI5000 M金相顯微鏡下觀察試樣的金相組織。

表2 試樣編號(hào)及滲銅量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 2 Number and amount of copper infiltration of specimens (mass fraction/%)

微動(dòng)磨損實(shí)驗(yàn)在Optimal SRV Ⅳ摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，上試樣為GCr15軸承鋼球(直徑為10mm，硬度62～63HRC)，下試樣為所制備的圓形試樣，試樣間接觸形式為點(diǎn)接觸。微動(dòng)磨損實(shí)驗(yàn)參數(shù)如表3所示，在室溫條件下進(jìn)行實(shí)驗(yàn)，實(shí)驗(yàn)前后均把試樣置于無(wú)水乙醇中充分超聲清洗。實(shí)驗(yàn)后，使用BMT Expert3D表面形貌儀測(cè)量磨痕輪廓曲線。然后采用環(huán)境掃描電子顯微鏡Quanta 200對(duì)各試樣的磨斑表面形貌進(jìn)行觀察。

表3 微動(dòng)磨損實(shí)驗(yàn)參數(shù)Table 3 Parameters of fretting wear test

2 結(jié)果與分析

2.1 材料的性能與表面形貌

不同滲銅量下試樣的硬度及密度的變化如圖1所示。燒結(jié)基體的硬度很低，約為10.0HRC。隨著滲銅量的增加，試樣的硬度顯著提高。試樣D硬度最大，達(dá)到49.0HRC，為基體材料的4.9倍。試樣E滲銅過(guò)量，硬度略有降低。基體密度為6.81g/cm3，隨著滲銅量的增加，試樣的密度大幅提高，試樣D的密度達(dá)到7.80g/cm3，相對(duì)于基體密度提升了約14.54%。

試樣的壓潰強(qiáng)度如表4所示?？芍S著滲銅量的增加，試樣壓潰強(qiáng)度顯著提高。滲銅量為15%時(shí)，壓潰強(qiáng)度達(dá)到699.68MPa，是基體試樣的1.94倍。

粉末冶金材料中的孔隙會(huì)導(dǎo)致其周圍顆粒與基體作用力減弱，其大小、數(shù)量、形狀等因素會(huì)影響材料各項(xiàng)性能[15]。圖2為各試樣的孔隙形貌。由圖2(a)可知，燒結(jié)基體的孔隙大、數(shù)量多。當(dāng)熔滲5%時(shí)(圖2(b))，試樣表面孔隙減少，但仍存在較多大孔隙，這是因?yàn)闈B銅量過(guò)少，銅未能充分填充試樣孔隙。當(dāng)滲銅量≥10%時(shí)，在試樣C，D表面觀察到較多游離的銅。試樣E由于熔滲過(guò)量，表面銅呈“網(wǎng)狀”分布(圖2(e))。采用滲銅工藝后，試樣孔隙度明顯降低，力學(xué)性能顯著提高。

圖1 不同滲銅量下試樣的硬度和密度Fig.1 Hardness and density of the specimens with different amount of copper infiltration

ABCDE360.21432.73595.22699.68689.80

2.2 材料的微觀組織

試樣A和D的金相顯微組織如圖3所示。由圖3(a)可知，基體試樣的微觀組織為珠光體和少量鐵素體以及彌散合金碳化物。滲銅后，試樣的微觀組織為片狀馬氏體、少量珠光體、碳化物和銅。滲銅不僅可以填充試樣的孔隙，而且銅會(huì)與基體各組元間產(chǎn)生固溶合金化[13]，同時(shí)液相銅會(huì)在鐵及其他合金顆粒表面形成“載體相”，部分固相顆粒溶解在液相銅中，并借助該“載體相”進(jìn)行物質(zhì)遷移，冷卻時(shí)固相顆粒再析出[16]，從而形成如圖3(b)紅色箭頭處所示均勻分布的亮色條狀物。圖4為使用掃描電鏡對(duì)亮色條狀物進(jìn)行的EDS分析結(jié)果，其中鐵元素原子分?jǐn)?shù)為89.73%，可判斷亮色條狀物是以鐵元素為主，并含有Co，Ni，Mo，Cr等合金元素的相。Mo，Cr兩種元素易與碳元素形成碳化物，起彌散強(qiáng)化的作用[17]，使材料硬度和強(qiáng)度得到提高。

圖2 試樣的孔隙形貌 (a)試樣A；(b)試樣B；(c)試樣C；(d)試樣D；(e)試樣EFig.2 Morphologies of pores of specimens(a)specimen A;(b)specimen B;(c)specimen C;(d)specimen D;(e)specimen E

圖3 試樣A(a)和試樣D(b)的金相顯微組織Fig.3 Optical microstructures of the specimen A(a) and specimen D(b)

圖4 圖3(b)中條狀物EDS分析結(jié)果Fig.4 EDS analysis of the strip in fig.3(b)

2.3 摩擦磨損性能

2.3.1 摩擦性能

試樣的動(dòng)態(tài)摩擦因數(shù)如圖5所示。在實(shí)驗(yàn)初始階段，摩擦因數(shù)隨滲銅量的增加而降低，且試樣A，B的摩擦因數(shù)遠(yuǎn)高于試樣C，D，E。這一方面是因?yàn)槲礉B銅或少量滲銅時(shí)，試樣表面銅含量低，材料與對(duì)偶鋼球之間存在較強(qiáng)的黏著傾向[18]；且試樣的表面性能也會(huì)影響其摩擦因數(shù)，由下式[19]：

(1)

式中：f為摩擦因數(shù)；A，S分別為接觸表面在水平面和豎直面上的投影面積；W為施加載荷；τb，σs分別為較軟材料的剪切強(qiáng)度和抗壓屈服極限。由于A，B試樣表面硬度低，易被對(duì)偶鋼球壓入，導(dǎo)致接觸面積增大，因而摩擦因數(shù)較大。另一方面，當(dāng)滲銅量≥10%時(shí)，試樣硬度顯著提高，減小了對(duì)偶鋼球的壓入量。同時(shí)，試樣表面的游離銅減少了基體與對(duì)偶鋼球的直接接觸，在磨損初期，銅向?qū)ε间撉虻酿じ睫D(zhuǎn)移量小，此時(shí)軟相銅可起到良好的潤(rùn)滑作用[20]，從而使實(shí)驗(yàn)初期試樣C，D，E的摩擦因數(shù)較試樣A，B明顯降低。隨著磨屑的不斷生成，且在摩擦界面形成了“第三體”保護(hù)層，微動(dòng)從二體磨損轉(zhuǎn)變?yōu)槿w磨損[21]，“第三體”參與承載，使得試樣A，B的摩擦因數(shù)降低。對(duì)于C，D，E試樣，其表面的銅形成磨屑后易向?qū)ε间撉虍a(chǎn)生黏附性轉(zhuǎn)移[18]，且摩擦?xí)r間延長(zhǎng)導(dǎo)致黏附轉(zhuǎn)移量增加，從而使摩擦因數(shù)逐漸增大。隨著磨損的進(jìn)行，各試樣摩擦因數(shù)均趨于穩(wěn)定。

圖5 試樣的動(dòng)態(tài)摩擦因數(shù)Fig.5 Dynamic friction coefficient of specimens

不同滲銅量下試樣的平均摩擦因數(shù)如圖6所示。隨著滲銅量的增加，平均摩擦因數(shù)整體呈下降趨勢(shì)，尤其當(dāng)滲銅量≥10%，平均摩擦因數(shù)較滲銅量≤5%時(shí)明顯降低。在滲銅量為15%時(shí)，平均摩擦因數(shù)略微增大。

圖6 不同滲銅量下試樣的平均摩擦因數(shù)Fig.6 Average friction coefficient of the specimens with different amount of copper infiltration

2.3.2 磨損性能

試樣在微動(dòng)方向上的磨痕截面輪廓圖如圖7所示?？芍?，試樣A磨痕深度最大，為26.70μm，這是因?yàn)樵嚇覣存在大量孔隙，硬度低，耐磨性差。試樣B，C，D，E磨痕深度分別為11.80，8.99，6.26，7.70μm，對(duì)比可見(jiàn)，滲銅工藝的使用顯著降低了試樣的磨痕深度。在滲銅量為15%時(shí)，磨痕深度最低，較試樣A降低了76.55%。

圖7 試樣的磨痕截面輪廓圖Fig.7 Section profile of wear scars of specimens

磨損體積Vs為[22]：

Vs=πh2(3R-h)/3

(2)

R=(dq·ds/4+h2)/2h

(3)

式中：R為磨痕曲面的曲率半徑；h為磨痕深度；ds，dq分別為微動(dòng)方向和垂直于微動(dòng)方向的磨斑寬度。磨損體積計(jì)算結(jié)果如圖8所示。其中，基體試樣A的磨損體積最大，達(dá)到67.52×10-3mm3，與基體試樣相比，滲銅試樣的磨損體積明顯減少，從試樣B至試樣D，隨著滲銅量的增加，磨損體積逐漸降低，滲銅量為15%時(shí)，磨損體積降至最低，僅為3.72×10-3mm3。試樣B，C，D，E的磨損體積較試樣A分別減少了72.92%，86.92%，94.49%，91.62%。這一方面是因?yàn)闈B銅后，試樣孔隙度降低，且孔隙更趨于球化[11]，從而降低孔隙邊緣應(yīng)力集中，減少微裂紋的產(chǎn)生與擴(kuò)展，使試樣抗疲勞磨損性能提高；另一方面，銅與基體各組分之間產(chǎn)生固溶強(qiáng)化[14]，使得材料硬度、強(qiáng)度大幅提高，從而增強(qiáng)耐磨性。試樣E的磨損體積較試樣D增大。

圖8 試樣的磨損體積Fig.8 Wear volume of specimens

2.4 磨損機(jī)理分析

試樣D磨損前后表面的EDS分析結(jié)果如表5所示。對(duì)比發(fā)現(xiàn)，試樣磨損前后氧含量差別顯著，磨損后，氧原子分?jǐn)?shù)由0%增至26.26%，由此推斷試樣表面發(fā)生了較嚴(yán)重的氧化磨損，其他試樣均有類似現(xiàn)象。

表5 試樣D磨損前后表面EDS分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)/%) Table 5 EDS analysis results of worn and unworn surface of specimen D (atom fraction/%)

圖9為試樣及對(duì)偶鋼球的磨斑表面形貌。由圖9(a)可知，基體試樣A的磨損表面出現(xiàn)大量平行于微動(dòng)方向的寬深犁溝，表明發(fā)生了嚴(yán)重的磨粒磨損，并有嚴(yán)重的疲勞剝落現(xiàn)象。這主要是因?yàn)椴牧嫌捕鹊?，?dǎo)致對(duì)偶鋼球和剝落的硬質(zhì)磨粒很容易嵌入其中，產(chǎn)生大量犁溝。另外，基體材料含孔隙多，于孔隙邊緣形成應(yīng)力集中，在摩擦力及循環(huán)應(yīng)力作用下，容易生成疲勞裂紋并擴(kuò)展，產(chǎn)生剝落現(xiàn)象。試樣A的磨損機(jī)理以磨粒磨損和疲勞剝落為主，伴有黏著磨損。試樣B的表面犁溝減少，且犁溝變細(xì)小，但仍出現(xiàn)較大的剝落坑。試樣C表面磨粒磨損程度明顯降低，但仍有輕微剝落。試樣D的表面未出現(xiàn)磨粒磨損，僅有輕微黏著現(xiàn)象，抗微動(dòng)性能最佳。從試樣A至試樣D，隨著滲銅量的增加，磨損程度逐漸得到改善。這一方面是因?yàn)闈B銅之后，試樣硬度明顯提高，因而抗磨粒磨損性能增強(qiáng)，減緩了犁削現(xiàn)象；另一方面，滲銅后的試樣結(jié)合強(qiáng)度提高[23]，且孔隙度降低，減少了局部應(yīng)力集中，從而增強(qiáng)材料的抗疲勞磨損性能。

試樣E滲銅過(guò)量，其磨斑形貌如圖9(e)所示，磨痕表面大量磨屑堆積，與圖9(d)對(duì)比可見(jiàn)，其磨損情況較試樣D更嚴(yán)重。圖9(f)為試樣E對(duì)偶鋼球的磨斑形貌，可知其磨痕表面粗糙。取圖9(f)所示點(diǎn)及鋼球未磨損表面的EDS分析結(jié)果(圖10)可知，磨損后的鋼球磨斑表面出現(xiàn)Cu元素，說(shuō)明磨損過(guò)程中發(fā)生了材料遷移[24]。導(dǎo)致以上現(xiàn)象的主要原因是，試樣E表面含有過(guò)多游離銅，隨著磨損的不斷進(jìn)行，銅易黏附轉(zhuǎn)移至對(duì)偶鋼球[14]，從而使黏著磨損加劇，并轉(zhuǎn)變?yōu)樵嚇拥闹饕p機(jī)制。

圖9 試樣及對(duì)偶鋼球的磨斑表面形貌 (a)試樣A；(b)試樣B；(c)試樣C；(d)試樣D；(e)試樣E；(f)試樣E對(duì)偶鋼球Fig.9 Wear micrographs of specimens and counterpart steel ball surface (a)specimen A;(b)specimen B;(c)specimen C;(d)specimen D;(e)specimen E;(f)counterpart steel ball of specimen E

圖10 鋼球磨損前(a)和磨損后(b)的表面EDS分析Fig.10 EDS analysis of the steel ball’s unworn(a) and worn(b)surface

3 結(jié)論

(1)滲銅工藝對(duì)鐵基粉末冶金材料的性能影響顯著，基體試樣密度為6.81g/cm3，硬度約為10.0HRC。隨滲銅量的增加，密度、硬度及壓潰強(qiáng)度均明顯提高。當(dāng)滲銅15%時(shí)，密度達(dá)7.80/cm3，硬度達(dá)49.0HRC，壓潰強(qiáng)度為699.68MPa。密度較基體試樣提高約了14.54%，硬度為基體試樣的4.9倍，壓潰強(qiáng)度為基體試樣的1.94倍。

(2)基體試樣的金相顯微組織為珠光體、少量鐵素體和彌散合金碳化物，滲銅后顯微組織為片狀馬氏體、少量珠光體、銅和合金碳化物。

(3)滲銅對(duì)提高鐵基粉末冶金材料的耐磨性有顯著作用。隨著滲銅量的增加，材料的磨損體積逐漸降低，滲銅15%時(shí)，磨損體積降至最低，試樣耐磨性最佳。滲銅過(guò)量(20%)時(shí)，試樣耐磨性反而變差。

(4)滲銅改變了材料的磨損機(jī)理。未滲銅時(shí)和少量滲銅時(shí)，試樣磨損機(jī)理以磨粒磨損及疲勞剝落為主；滲銅10%時(shí)，試樣表面磨粒磨損程度明顯降低，但仍存在疲勞剝落現(xiàn)象。滲銅15%時(shí)，試樣未出現(xiàn)磨粒磨損，表面僅有輕微黏著，具有最佳抗微動(dòng)磨損性能。滲銅20%時(shí)，磨損機(jī)理轉(zhuǎn)變?yōu)橐责ぶp為主。