海水环境下CoCrFeW_合金的摩擦学性能研究

Journal of Mechanical Strength
2023,45(5):1096-1102
DOI :10.16579/j.issn.1001.9669.2023.05.012
∗20220130收到初稿,20220409收到修改稿㊂山西省回国留学人员科研资助项目(2021-060),国家自然科学基金项目(51775365,51405329),国家自然科学基金联合基金项目(U1910212)资助㊂
∗∗王晓博,男,1997年生,河南栾川人,汉族,太原理工大学硕士研究生,主要研究方向为机械摩擦学㊂
∗∗∗崔功军(通信作者),男,1981年生,山东淄博人,汉族,太原理工大学教授,主要研究方向为机械摩擦学及表面技术㊂
海水环境下CoCrFeW 合金的摩擦学性能研究∗
TRIBOLOGICAL PROPERTIES OF COCRFEW ALLOY UNDER
SEAWATER CONDITION
王晓博∗∗1,2,3㊀崔功军∗∗∗1,2,3
㊀李方舟1,2,3㊀
程书帅1,2,3
(1.太原理工大学机械与运载工程学院,太原030024)
(2.山西省矿山流体控制工程实验室,太原030024)
(3.矿山流体控制国家地方联合工程实验室,太原030024)
WANG XiaoBo 1,2,3㊀
CUI GongJun 1,2,3㊀
LI FangZhou 1,2,3㊀
CHENG ShuShuai 1,2,3
(1.College of Mechanical and Vehical Engineering ,Taiyuan University of Technology ,Taiyuan 030024,China )
(2.Shanxi Mine Fluid Control Engineering Laboratory ,Taiyuan 030024,China )
(3.National-Local Joint Engineering Laboratory of Mine Fluid Control ,Taiyuan 030024,China )
摘要㊀采用粉末冶金的方式制备了W(0wt%㊁4wt%㊁8wt%和12wt%)强化的CoCrFe 基合金,系统研究了合金在海
水环境下的摩擦学性能㊂利用往复式球-盘摩擦磨损试验机,与GCr15钢球配副,研究了海水环境下合金在不同滑动速度和载荷条件下的摩擦磨损行为;使用X 射线衍射仪㊁扫描电子显微镜和能谱仪分析了合金的相组成和磨损机理㊂结果表明,CoCrFeW 合金主要由ε(hcp)㊁γ(fcc)㊁Fe-Cr 和Cr 2O 3相组成,合金结构致密,硬度和密度均随W 含量增加而升高㊂总体上说,合金的摩擦因数随着滑动速度和载荷的增加均呈降低趋势,且在高速条件下随W 含量的增加先升高后减小,高载条件下添加W 的试样,摩擦因数随W 含量增加先减小后上升;磨损率随滑动速度㊁载荷和W 含量的增加均降低㊂海水组分反应产物和合金腐蚀产物起到了减摩抗磨作用㊂W 显著提升了合金在海水环境下的抗磨损性能,添加8wt%
W 的试样CW8表现出最佳摩擦学性能㊂随W 含量增加,合金磨损机制由塑性变形和疲劳磨损转变为磨粒磨损㊂
关键词㊀
CoCrFeW 合金㊀海水㊀摩擦㊀磨损
中图分类号㊀TH117.1㊀㊀㊀
Abstract ㊀In this study,CoCrFe-based alloys reinforced by W (0wt%,4wt%,8wt%and 12wt%)were prepared by
powder metallurgy,and the tribological properties of the alloys under seawater environment were systematically studied.The
friction and wear behavior of the alloy under different loads and sliding speeds in seawater was studied using a reciprocating ball-on-disk friction and wear tester sliding against with GCr15steel ball;X-ray diffractometer,scanning electron microscope and
energy dispersive x-ray analyzer were used to analyze the phase composition and wear mechanisms of the alloys.The results show
that the CoCrFeW alloy is composed of ε(hcp),γ(fcc),Fe-Cr and Cr 2O 3phases.The alloy structure was compact,and the hardness and density increased with the increase of W content.Generally speaking,the friction coefficients of the alloy showed a
decreasing trend with the increase of sliding speed and load,and increased first and then decreased with the increase of W
content under high-speed conditions.Under high load conditions,the friction coefficients of W-added specimens first decreased and then increased with the increase of W content.The wear rates decreased with the increase of sliding speed,load and W
content.Seawater component reaction products and alloy corrosion products had friction-reducing and antiwear action.W
significantly improved the wear resistance of the alloy in seawater environment,and the specimen CW8with 8wt%W added showed the best tribological performance.As the W content increased,the alloy wear mechanisms changed from plastic
deformation and fatigue wear to abrasive wear.
Key words㊀CoCrFeW alloy ;Seawater ;Friction ;Wear
Corresponding author :CUI GongJun ,E-mail :cuigongjun @ ,Fax :+86-351-6018949
The project supported by the Shanxi Scholarship Council of China (No.2021-060),the Natural Science Foundation of China
(No.51775365,51405329),and the Joint Fund of National Natural Science Foundation of China (No.U1910212).
Manuscript received 20220130,in revised form 20220409.
㊀第45卷第3期王晓博等:海水环境下CoCrFeW合金的摩擦学性能研究1097㊀㊀
0㊀引言
㊀㊀海洋工程设备中的轴承㊁阀等关键零部件常需要直接服役于复杂的海水环境,液体润滑剂在海水作用下迅速流失,无法提供充分的润滑效果,需要零部件自身具有良好的抗磨损性能,以延长使用寿命,降低维护成本[1-2]㊂近年来,研究人员已制备了包括高分子基复合材料㊁陶瓷基复合材料及金属基复合材料在内的多种适用于海水环境的抗磨材料[3-5]㊂海水条件下,以石墨和MoS2等层状结构物质为强化相的高分子基复合材料,摩擦表面能够原位生成稳定均匀的边界润滑膜,最大限度地降低高分子材料-金属滑动副的摩擦磨损[6-9]㊂Si3N4陶瓷是陶瓷基复合材料应用于海水环境的典型代表,Si3N4能与水和氧发生反应,生成的Si-O 化合物在一定程度上润滑和保护磨损表面,使材料表现出良好的抗磨损性能[10-12]㊂然而高分子和陶瓷基复合材料在制备及应用方面存在一定缺陷:高分子材料强度较低,且易吸水溶胀,降低其耐磨性能;陶瓷材料脆性较高,加工性差,实际应用难度较高㊂金属基复合材料可以兼具基体和强化相的特性,在提供良好抗磨损性能的同时,能够保证一定的机械与力学性能,在复杂的海水环境下表现优异[13-15],拥有独特的竞争优势㊂
钴基合金具有优异的抗磨性能和耐蚀性能,综合性能良好,广泛应用于航空航天㊁石油化工等领域[16-18]㊂合金元素Cr㊁W㊁Mo等能够起到固溶强化作用,达到过饱和状态可析出第二相进一步强化合金,且工程应用中能够生成氧化物增强合金耐腐蚀性[19-20]㊂当前已对钴基合金在不同润滑条件下的摩擦学性能进行了研究㊂添加1.5wt%Te的钴基合金晶粒细小,硬质相分布均匀,硬度显著提高,在干摩擦条件下摩擦学性能表现良好,摩擦因数及磨损率均大幅降低[21]㊂刘伟等研究表明,在40Cr钢表面熔覆的CoCr合金层经过180min的干摩擦后呈现出较低的磨损量,与40Cr 钢相比,耐磨性提升约25倍[22]㊂在3.5%NaCl溶液中经过3354m磨程的摩擦磨损试验后,钴基合金表现出了良好的耐磨性,磨损量仅为双相不锈钢的1/3[23]㊂尽管研究表明,钴基合金由于其具有高强度和耐腐蚀性,是潜在的适用于各种流体环境的抗磨材料[24-26],但目前关于钴基合金在海水环境下的耐磨性能研究却鲜有报道㊂
本研究采用粉末冶金方式制备CoCrFeW合金,系统研究其在海水环境下的摩擦磨损行为,分析微观结构并详细探讨磨损机理,为CoCrFeW合金在海水环境下的应用提供一定理论依据㊂
1㊀材料与试样制备
㊀㊀试样采用粉末冶金技术制备,所用粉末为市售的Co粉(纯度为99.9%,200目)㊁Cr粉(纯度为99.9%, 200目)㊁Fe粉(纯度为99.9%,200目)和W粉(纯度为99.9%,200目)㊂按表1所示比例称取粉末,试样
分别简记为CW0㊁CW4㊁CW8和CW12㊂利用行星式
混料机将粉末混合均匀,球料比采用2ʒ1,转速为200r/min,混料时间为5h㊂将混合均匀的金属粉末置入石墨模具内,将模具放入真空热压烧结炉中,烧结
条件为:当温度为1050ħ时,加压30MPa,保温保压30min,随炉冷却至室温㊂烧结所得材料电火花切割为ϕ30mmˑ2mm的圆片试样,使用80目㊁600目和1500目砂纸逐级打磨抛光并超声波清洗后备用㊂
表1㊀复合材料的化学成分
Tab.1㊀Composition of the sintered composites wt%
试样Specimen Co Cr Fe W
CW0761860
CW4721864
CW8681868
CW126418612
2㊀摩擦磨损实验与理化检测
2.1㊀摩擦磨损实验
㊀㊀使用CFT-I型往复式球-盘摩擦磨损试验机(兰州中科凯华科技开发有限公司)对合金在海水环境下的摩擦学性能进行研究,实验示意图如图1所示㊂选取ϕ6mm的GCr15钢球(粗糙度为0.02μm,硬度为767HV)为摩擦副㊂实验载荷为10N㊁15N㊁20N和25N,实验速度为0.033m/s㊁0.083m/s㊁0.133m/s和0.183m/s,实验时间为30min,往复行程为5mm㊂实验过程中试样完全浸没在海水中㊂摩擦因数由计算机软件实时记录㊂所有摩擦学实验均在室温(25ħ)条件下进行,重复4次,以确保相同测试条件下实验数据的可重复性
㊂
图1㊀海水条件下摩擦磨损实验示意图
Fig.1㊀Schematic diagram of tribo-tester under seawater condition
实验所用海水由依据ASTM1141-98标准所配制的人工海水替代,具体成分如表2所示㊂
2.2㊀理化检测
㊀㊀试样的密度通过阿基米德排水法测定㊂使用扫描电子显微镜(Scanning Electron Microscope,SEM)(型号JSM-IT300)和能谱分析仪(Energy Dispersive Spectrometer,EDS)(型号OXFORD-X-Max N)检测试样的磨损表面形貌和元素分布㊂使用X射线衍射仪分析合金的物相组成㊂使用HVS-1000Z型维氏显微硬
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㊀㊀
表2㊀海水的化学成分Tab.2㊀Composition of seawater
化合物Compound
NaCl
MgCl 2Na 2SO 4CaCl 2KCl NaHCO 3KBr H 3BO 3SrCl
浓度Concentration /(g /L)
24.53
5.20
4.09
1.16
0.69
0.20
0.10
0.03
0.02
度仪(载荷4.9N,停留时间10s)测试试样的维氏硬度,在试样的不同位置测试10次取平均值作为合金的硬度值㊂使用LINKS-2207型表面轮廓测量仪测量磨损表面的横截面轮廓㊂磨损率计算式为
W =AL /(SF )
(1)
式中,A 为磨痕横截面积,mm 2;L 为磨痕长度,mm;S 为滑动距离,m;F 为载荷,N㊂
3㊀实验结果和讨论
3.1㊀显微结构和力学性能
㊀㊀图2为试样CW0㊁CW8的XRD 谱图㊂CW0由γ(fcc)㊁ε(hcp )㊁Fe-Cr 和Cr 2O 3相组成,添加W 的CW8与CW0相结构基本一致,无新相结构衍射峰出
现㊂高温烧结过程中,W㊁Cr 和Fe 溶入Co 晶胞,发生固溶反应形成γ(fcc)固溶体㊂因为W 原子具有较大的原子半径导致Co 的晶格参数增加,依据布拉格方程,CW8的ε(hcp)和γ(fcc)相的衍射峰位向低角度偏移[27]2402-2411,这与XRD 谱图结果一致㊂Cr 原子具有较强的吸氧能力,与金属粉末表面吸附的氧原子或其他氧化物杂质发生反应生成Cr 2O 3,净化晶界并提高合金耐蚀性能[28]㊂降温过程中,亚稳相γ(fcc)固溶体
部分转变为低温稳定相ε(hcp)固溶体[27]2402-2411㊂另外,由局部放大图可以看到,相较于CW0,试样CW8的衍射峰宽化,说明W 的添加使合金晶粒尺寸减小,促进材料细晶强化[29],宏观上表现为合金硬度的提升㊂
图2㊀试样CW0㊁CW8的XRD 谱图Fig.2㊀XRD patterns of CW0and
CW8
图3㊀CW8的背散射电子图像及元素面分布Fig.3㊀BEI and elemental surface distribution of CW8
㊀㊀图3给出了试样CW8的背散射电子图像和元素分布图㊂由图3可以看到,合金材料组织结构致密,无
㊀第45卷第3期王晓博等:海水环境下CoCrFeW 合金的摩擦学性能研究1099㊀㊀
明显孔洞和裂纹存在㊂根据EDS 分析结果,各成分在
基体中分布较为均匀㊂连续的浅色区域对应于Co-Cr-Fe-W 固溶体;深色区域为富O 区,主要为Cr 2O 3相;白色亮点为富W 区㊂
各合金试样的维氏硬度㊁密度和孔隙率如表3所示㊂由表3可以看到,添加W 的试样硬度均高于试样CW0,并且CW4㊁CW8㊁CW12的硬度随W 含量增加而增加,这说明W 对合金起到了明显的固溶强化作用,
与前文分析一致㊂烧结过程中,各金属原子发生化学互扩散形成固溶体和新相,使系统自由能降低[30],随W 含量增加,固溶作用增强,合金致密化程度提高,孔隙率降低㊂合金密度随W 含量的增加而增加㊂
表3㊀试样的维氏硬度㊁密度和孔隙率
Tab.3㊀Vickers-hardness ,density and porosity of specimens
试样
Specimen 硬度Hardness /HV
密度
Density /(g /mm 3)
孔隙率Porosity /%CW0336ʃ78.33ʃ0.06 1.75CW4370ʃ78.51ʃ0.06 1.58CW8
399ʃ88.72ʃ0.02 1.45CW12429ʃ8
8.93ʃ0.02
1.31
3.2㊀摩擦磨损特性
㊀㊀图4(a)给出了滑动速度为0.133m /s 时,试样
CW0㊁CW4㊁CW8和CW12的摩擦因数随载荷变化曲线㊂试样摩擦因数均随载荷增加呈现降低趋势,低载条件下,未添加W 的CW0摩擦因数远大于CW8㊁CW12,随载荷增加,CW8㊁CW12摩擦因数缓慢下降,载荷达到25N 时,CW8㊁CW0摩擦因数基本持平
(0.185),CW12摩擦因数略小(0.17)㊂随载荷增加,磨损表面微凸峰接触应力增大,产生屈服直至疲劳剥落形成细小的磨屑,起到类似 滚珠 作用,减小磨损表面接触面积,使摩擦因数降低㊂当载荷为20N 时,
各试样摩擦因数随滑动速度变化曲线如图4(b)所示㊂摩擦因数均随滑动速度增加而大幅降低,滑动速度较小时,产生摩擦热较少且在海水作用下迅速冷却,随滑动速度增加产生的摩擦热增多,促进海水组分发生一定程度反应生成Mg(OH)2等淤泥状物质,基体与对摩球接触面积减少,起到边界润滑效果,降低摩擦因数[31]㊂未添加W 的CW0摩擦因数最小,说明W 的含量对合金摩擦因数存在一定影响㊂随着W 含量升高,
磨损过程中更多硬质颗粒暴露在磨损表面,减弱边界润滑效果,因此CW12表现出最高摩擦因数㊂结果表明,添加适量的W 可以改善合金摩擦因数,且相较于载荷,摩擦因数受滑动速度的影响更大㊂综合而言,试样CW8表现出最佳摩擦因数㊂
图4㊀试样在不同实验条件下的摩擦因数变化曲线
Fig.4㊀Variation curve of friction coefficients of specimens under different test conditions
㊀㊀图5(a)所示为各试样海水条件下滑动速度为0.133m /s 时,磨损率随载荷变化曲线㊂由图5(a)可
以看出,整体上磨损率均随载荷增加而降低,这是由于高载下磨屑和腐蚀产物更易在磨损表面压实形成均匀连续的表面膜,起到一定的润滑作用㊂相同实验条件下,合金磨损率随W 含量增加而降低,CW8的磨损率为(1.1~1.3)ˑ10
-6
mm 3/(N㊃m),约为CW0的1/2,
由Archard 模型可知,材料抗磨性与其硬度正相关[32],CW8硬度高于CW0,表现出更低的磨损率㊂合金试样硬度随W 含量增加而增加,因此合金磨损率随W 含量增加而降低㊂载荷为20N 时,各试样磨损率随滑动
速度变化曲线如图5(b)所示㊂各试样磨损率表现出
相同的大幅降低趋势,随滑动速度由0.033m /s 增加
至0.183m /s,CW8磨损率由2.25ˑ10-6mm 3/(N㊃m)
降低至1ˑ10
-6
mm 3/(N㊃m),这得益于高速条件下受
摩擦热作用生成的氧化物和海水组分反应产物,减少摩擦副直接接触㊂W 的添加显著改善了合金耐磨性能,使合金具有较高的承载能力,在海水环境下耐磨性能优良㊂
3.3㊀磨损表面分析
㊀㊀不同实验条件下,试样磨损表面的SEM 形貌如图6㊁图7所示㊂由图6㊁图7可以看到,CW0磨损表面存
在大面积剥落坑和剧烈的塑性变形㊂在往复摩擦过程中,硬度较低的CW0所受接触应力超过屈服应力导致
㊀1100㊀机㊀㊀械㊀㊀强㊀㊀度2023年
㊀
图5㊀试样在不同实验条件下的磨损率变化曲线
Fig.5㊀Variation curves of wear rates of specimens under different test conditions:
and
图6㊀试样在载荷为20N㊁滑动速度为0.183m /s 条件下的SEM 形貌
Fig.6㊀SEM images of worn surfaces of specimens at 20N and 0.183m /
s
图7㊀试样在载荷为25N㊁滑动速度为0.133m /s 条件下的SEM 形貌
Fig.7㊀SEM images of worn surfaces of specimens at 25N and 0.133m /s
塑性变形,磨损表面发生大面积疲劳剥落㊂剥落材料在摩擦副反复挤压作用下形成大尺寸磨屑,犁削磨损表面产生微犁沟,同时将部分剥落坑回填㊂CW0的磨损机制主要是剧烈塑性变形和疲劳磨损㊂相较于CW0,相同实验条件下的CW4磨损表面发现明显犁沟和分层剥落㊂受到滑动过程中的循环应力作用,试样磨损表面产生微裂纹,海水渗透到裂纹中引发楔形效应,促进裂纹在合金内部扩散,循环应力和楔形效应协同作用导致材料磨损表面分层[33]㊂此外,由于W 的固溶强化和细晶强化作用,合金硬度提高,避免了剧烈塑性变形的发生㊂分层剥落材料中的硬质颗粒在往复磨损过程中起到支撑作用,有效减小了试样磨损率,但是也加重了对磨损表面的犁削作用,使磨损表面出现明显犁沟㊂CW4的磨损机制主要是分层和磨粒磨损㊂随着W 含量进一步增加,更高的硬度有效减少了裂纹在材料内部扩散,抑制了分层剥落的出现,CW8㊁CW12
磨损表面更加完整,仅发现少量裂纹和磨屑存在㊂分层剥落受到抑制导致分布在磨损表面的硬质磨屑减少,磨损表面受到的犁削作用减弱,因此,CW8㊁CW12磨损表面犁沟明显减少㊂图8所示为CW8磨损表面EDS 分析结果㊂由图8可知,有Cl㊁Na㊁Mg 等海水组分元素存在,且氧元素含量较高,说明磨损过程中可能有Mg(OH)2等海水组分元素反应产物和铬酸盐等润滑性较好且附着在磨损表面不易脱落的腐蚀产物生成[34],这验证了前文对试样摩擦因数变化原因的分析,此外,合金与海水中的溶解氧发生氧化反应生成氧化物,在磨损表面形成保护性摩擦层,一定程度上保护磨损表面完整性,减小摩擦副实际接触面积和作用载荷㊂另外,Mg(OH)2等海水组分元素反应产物除了润滑作用,还具有较高的电阻,可有效防止海水中的Cl
离子渗透破坏,保护摩擦层的完整性,将磨损表面与腐蚀介质隔离[35],使合金保持较低磨损率,这与CW8㊁
㊀第45卷第3期王晓博等:海水环境下CoCrFeW 合金的摩擦学性能研究1101㊀㊀
CW12磨损率较低的实验结果相吻合㊂CW8㊁CW12的
磨损机制主要是磨粒磨损,磨损表面存在微裂纹
㊂
图8㊀图6(c)中磨损表面EDS 分析Fig.8㊀EDS analysis of worn surface in Fig.6(c)
图9所示为试样CW8对摩球在不同实验条件下的磨斑SEM 形貌㊂由图9可以看到,对摩球磨斑表面均存在覆盖物,将图8㊁图10的EDS 分析结果对比可见,对摩球磨斑表面与试样磨损表面成分基本一致,说明在磨损过程中发生了材料转移,磨斑表面的覆盖物为转移层㊂重载滑动磨损下的对摩球磨损表面被完整且连续的转移层覆盖,较为平整㊂高速滑动磨损下的对摩球磨损表面仅部分区域有转移层覆盖,这是因为滑动磨损过程中转移层生成速率小于去除速率,导致转移层完整性被破坏㊂裸露在外的磨损表面受到犁削作用,出现明显犁沟
㊂
图9㊀CW8对摩球在不同实验条件下的磨斑SEM 形貌Fig.9㊀SEM morphology of abrasion spots on the friction ball by
CW8under different experimental
conditions
图10㊀图9(a)中的EDS 分析Fig.10㊀SEM analysis in Fig.9(a)
4㊀结论
㊀㊀由以上实验研究分析,得出如下结论:1)粉末冶金制备的CoCrFeW 合金组织结构致密,W 起到了固溶强化和细晶强化作用㊂
2)合金摩擦因数和磨损率均随载荷和速度增加
而降低㊂含8wt%W 的试样CW8在海水环境中表现
出最佳摩擦学性能㊂
3)CW0磨损机制主要是塑性变形和疲劳磨损,
CW4磨损机制主要是磨粒磨损和分层,CW8㊁CW12磨损机制转变为磨粒磨损,磨损表面存在微裂纹㊂
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