摩擦磨损与耐磨材料

摩擦磨损与耐磨材料

姓名：李英杰

班级：材控13-2

学号：201301021048

Cr—Mn-N奥氏体一铁素体不锈钢的空蚀

1、概述：

（1）空蚀原理：抛光表面在空蚀气泡溃灭作用下产生空蚀凹坑，随后叠加并扩展，表面出现塑性变形，产生加工硬化和应力，但表面易发生塑性流变，对高应变速率不敏感，所以空蚀孕育期长，空蚀扩展较慢，抗空蚀性能较好。空蚀发生时材料表面会产生疲劳裂纹并向内部扩展，引发疲劳断裂和脱落，之后裂纹继续向材料内部扩展，导致进一步破坏。空蚀发生后表面粗糙度明显变大【1】。

（2）研究历程：为了减轻水轮机过流部件的空蚀损伤，过去的几十年里在材料科学与工程领域，人们一直致力于开发具有抗空蚀损伤高性能的新材料，其中从60 年代发展起来的 Cr-Ni—MO系不锈钢就具有比传统材料更好的抗空蚀性[l] 由于这些 Cr-Ni-Mo 系不锈钢含有较多稀缺的金属镍,成本很高，而且抗含沙河流中泥沙磨损的性能也不理想，故开发价格低廉 (无镍或低镍) 且性能优异的水轮机过流部件用不锈钢具有极其重要的实际意义．早在 2O 世纪 3O 年代初期一些国家就开始了Cr—Mn-N不锈钢代镍的探索性研究，并列入国家标准[2]．Cr-M n-N系列不锈钢在化工、石油以及制药等工业中如今已经部分代替Ni-Cr 不锈钢．为了降低现有水轮机用 Cr-Ni-Mo系不锈钢的成本和提高抗多相流损伤的性能，我国及国外的一些研究者也将目光转向了 Cr-Mn—N系列不锈钢，并开展了该类不锈钢的抗空蚀和冲刷腐蚀等多相流损伤的研究工作，已取得了一定的成果，展示了其作为水轮机用金属材料的良好前景[2,4-7]。

2、实验研究：

0Cr13Ni5M o不锈钢热处理工艺为 1000 ℃正火，500 ℃回火，组织为回火马氏体 Cr—Mn—N 奥氏体一铁素体不锈钢为锻后固溶态．根据两种钢材的化学成分和硬度． Cr—Mn—N奥氏体一铁素体不锈钢组织中铁素体体积含量为19％．实验设备为美国 M isonix 公司生产的 X12020 型超声振荡空蚀实验机，该设备的振动频率为20 kH z峰一峰振幅为60 m，试样的前端即受到空蚀破坏的表面直径为 19．1 m m ，试样的后端加工成螺纹，用来将试样固定在设备的变幅杆上．为了减轻腐蚀因素的影响，选择蒸馏水为实验介质．实验介质放在冷

凝器中进行冷却．试样经研磨和抛光后用丙酮超声清洗并烘干，然后用分度值0．1 m g 的分析天平称重．空蚀进行一定的时间后对试样再次称重．对空蚀前和空蚀不同时间后的试样表面进行扫描电镜观察和 X 射线衍射分析．测量空蚀进行一定时间后试样横截面距表层不同距离处的显微硬度值．对不同空蚀时间后的 X 射线衍射结果根据文献【9】计算出空蚀表面铁素体相的含量．

3、空蚀引起的Cr—Mn-N奥氏体一铁素体的变化

3.1累积空蚀失重和失重率

Cr—Mn—N 不锈钢的空蚀失重率随时间的变化特点可分为三个阶段．在空蚀的初期 (0—5 m in)，空蚀失重率迅速增加，在试样表面发生材料的脱离；在第二阶段 (5—30 m in)，材料的空蚀损伤程度减缓，空蚀失重率迅速下降；在第三阶段 (30 m in 以后) 材料的空蚀失重率缓慢地增加．具有高的抗空蚀性能。

3.2 空蚀表面铁紊体含量变化

空蚀之前，组织中有 19％(体积百分数) 铁素体存在，在空蚀进行 3 h 内，空蚀表层中铁素体的数量迅速减少，空蚀 3 h后，铁素体的含量基本保持在6．9 ％．

液体空化作用在材料表面的应力既是动态的又是局部的，材料组织中各相的变形及断裂特点与影响材料反应的因素例如晶体结构、显微组织、变形方式、断裂方式等密切相关【7】面心立方的晶体结构是各向同性的，对应变率的敏感性很低，这种结构的材料对空蚀的反应与整体材料在类静态的力学行为很相似，均有很高的塑性。体心立方的结构同样是各向同性的，但其变形对应变率十分敏感，容易产生断裂。因此，在空蚀起始阶段，Cr-Mn-N 不锈钢表面的铁索体优先发生脱落．当铁素体大部分脱落后，空蚀表面两相含量之比趋于稳定．X射线衍射表明，空蚀进行到3h后，空蚀表层有少量的铁素体．SE M 观察表明，这些铁素体相只是空蚀微坑内裸露出的原材料内部的铁素体相．随着空蚀的进行，空蚀微坑内裸露出的铁素体相数量基本保持不变，这种组织上的变化可解释空蚀失重率随空蚀时间的变化．

3.3 空蚀表面组织变化、

空蚀进行0.5h后，Cr-Mn—N不锈钢表面已有少量材料脱离，出现了微小的蚀坑，奥氏体晶粒上出现滑移线．空蚀进行 1 h 后，更多的空蚀微坑在表面出现，

而且微坑分布与 C r—M n-N 不锈钢中的铁素体分布一致，基本上沿着奥氏体和铁素体的边界，可见在受到侵蚀的奥氏体和铁素体相界上的材料脱落比较严重．空蚀进行 3 h 后，受到侵蚀的铁素体颗粒大部分脱落，并且奥氏体晶粒的脱离以两相边界为起源向奥氏体晶粒的中心区域扩展，整个材料表面呈现较均匀的空蚀微坑，当空蚀进行了 9 h 后，材料的整个表面已遭受到严重的破坏，出现了宏观大尺寸的典型空蚀坑，空蚀破坏区域覆盖了奥氏体基体和铁素体相，空蚀过程中，Cr—Mn—N不锈钢中铁索体脱落后形成的蚀坑易于受到空化射流的冲击，导致奥氏体相在蚀坑部位开始脱落并向其它部位扩展．适当降低铁素体含量有利于提高 Cr-Mn-N 不锈钢的抗空蚀性能。

3.4 空蚀引起的加工硬化及损伤机制

变形的程度和深度以及随后材料的断裂方式从根本上决定于材料吸收空蚀破坏能量的能力．空蚀前后硬度的变化是反映材料形变强化能力的指标之一．Cr —Mn—N不锈钢空蚀 3 h 和 9 h 后断面的显微硬度值，空蚀进行 3 h后，Cr —Mn—N 不锈钢出现了硬度显著升高的加工硬化层．硬化表层约为65m，硬度由H V 304 增加到 HV369，增加了 21％。Cr—Mn—N不锈钢的显微硬度随空蚀时间变化的增长率有明显升高，这是Cr—Mn—N不锈钢发生形变强化的结果。Cr —Mn—N不锈钢含有高 Mn 奥氏体相，是传统的具有高加工硬化能力组织．元素N 固溶于奥氏体中，起到稳定奥氏体的作用，并且使得奥氏体的层错能降低，加工硬化能力加强．这是其虽然原始硬度较低而抗空蚀性能优于我们之前提到过的0C rl3N i5M o 马氏体不锈钢。

空蚀进行9h后，Cr—Mn—N不锈钢的加工硬化层变厚，大于500／zm，近表层出现加工软化的现象，以及明显的失重．不同空蚀时间试样表层显微硬度的变化表明，在空蚀早期，Cr—Mn—N不锈钢在空蚀冲击应力的作用下表层材料产生加工硬化，并且随空蚀的进行硬度继续升高．当空蚀进行了一定时间后，近表层显微硬度达到最大值并发生了加工软化现象，即材料近表层的硬度开始缓慢地下降，表面材料逐渐脱离．表面材料脱离的同时，硬度最大值出现的部位 (最大硬度层) 向试样的深层移动，材料的加工硬化层变厚并且表面材料脱离的速度要小于最大硬度层向深层移动的速度，在试样的表面出现了一定厚度的加工软化区域。Cr—Mn—N不锈钢空蚀表层硬度变化特点表明该合金能够有效地吸收作用在其