对磨材料经渗碳处理对衬套材料磨损性能的影响
2022-09-27徐少男樊文欣李睿林
徐少男，樊文欣，李睿林
对磨材料经渗碳处理对衬套材料磨损性能的影响
徐少男，樊文欣，李睿林
（中北大学 机械工程学院，太原 030051）
为提高衬套材料的摩擦磨损性能和极压载荷提供理论依据，探究其适用工况。通过对对磨材料进行渗碳处理，采用SRV–IV微动摩擦磨损试验机进行摩擦磨损试验，研究在模拟实际工况下对磨件进行渗碳处理后对常用的2种衬套材料摩擦磨损性能的影响，采用三维面扫仪、扫描电镜、成分分析仪等探究其磨损机理。将对磨材料进行渗碳处理后，QSn7–0.2合金进入稳定磨损阶段的时间提前了25%，平均摩擦因数增大了2.23%，平均磨损质量上升了26.53%，极压载荷减小了50.86%；CuNi6Sn6合金进入稳定磨损阶段的时间提前了约50%，平均摩擦因数减小了10.22%，平均磨损质量下降了9.09%；极压载荷减小了58.63%。对磨材料未经渗碳处理，QSn7–0.2合金的磨损机理主要为磨粒磨损，伴随轻微的黏着磨损；CuNi6Sn6合金的磨损机理主要为点蚀磨损，伴随少量的磨粒磨损。对磨材料经渗碳处理后，QSn7–0.2合金的磨损机理为剥层磨损，伴随轻微的黏着磨损和磨粒磨损；CuNi6Sn6合金的磨损机理主要为胶合磨损，伴随黏着磨损及少量磨粒磨损。对磨材料经渗碳处理后，对于QSn7–0.2合金而言，平均摩擦因数和磨损质量增大；CuNi6Sn6合金的平均摩擦因数和磨损质量都相应减小，但挤压载荷减小的幅度更大。因此，CuNi6Sn6合金适用于对磨材料经渗碳处理且极限载荷较低的工况；QSn7–0.2合金适用于对磨工件未经渗碳处理的、极限压力较大的工况条件。
QSn7–0.2合金；CuNi6Sn6合金；渗碳处理；摩擦因数；极压载荷；磨损机理
铜合金材料具有优良的延展性、承载性、耐高温磨损性等优点，目前滑动轴承、大功率发动机的轴瓦和发动机的连杆衬套等大部分关键性零部件均使用铜合金，在大型油田、军用机械设备、航空航天领域的使用也非常广泛[1-3]。随着我国工业的不断发展，发动机的功率不断攀升，工况环境也越来越苛刻，这对相关材料的摩擦磨损性能提出了更高的要求[4]，例如在高温高载、润滑不足、高精度配合等条件下也需要较好的摩擦磨损性能。在高精度配合下，发动机的关键零部件会在微小的震动下造成微动摩擦磨损，进而导致零部件的失效。之前有学者研究了速度、载荷、温度等对铜合金干摩擦磨损的影响，但缺乏相关微动摩擦磨损的研究。文中以大功率柴油机中的连杆衬套为研究对象，柴油机中的连杆一般采用精选含碳量的优质中碳结构钢，对其有较高要求，通常采用表面渗碳处理对磨材料。由于连杆衬套的微动摩擦是主要的磨损失效因素，因此文中重点讨论对磨材料在渗碳处理前后对常用连杆衬套材料的影响。
关于衬套材料的摩擦磨损问题，已经有相关学者进行了相关研究。樊文欣、郭佩剑等[5]研究了载荷和转速对3种铜基材料磨损性能的影响，但是忽视了工件在装配下的微动对其性能的影响。杨峰[6]探讨了材料经过旋压后的磨损行为，探究了旋压工艺对其磨损性能的影响，但对材料本身的分析相对较少。除此之外，为了满足更高的工程和环境等方面的要求，相关学者研究了材料的表面处理[7-10]、复合添加剂[11]、添加微量元素等方面。王静轩等[12]分析了Bi含量对材料组织结构和力学性能的影响，结果表明，可以减轻FeS的团聚和脱落现象。李蓉蓉等[13]研究了添加FeS对铜基材料减磨性的影响。张孝禹等[14]研究了石墨相形态和铜在材料中的分布方式，以及对材料摩擦学特性的影响。这几类研究均在一定程度上提高了材料的耐磨性，但存在制造成本较高、微量元素匮乏等缺点，且废弃工件中的微量元素会对环境造成污染。Cai等[15-16]研究了不同磨损实验参数对铜镍锡青铜晶体结构和结构转变的潜在影响，以及新的微观组织反应。Sathishkumar等[17]研究了热处理对铜镍锡合金的摩擦磨损性能。Ilangovan等[18]设计了正交试验，以寻求载荷、滑动速度、失效时间的影响顺序。Kai等[19]通过评估形成冶金相的化学元素的作用，讨论了显微组织对材料耐磨性和热稳定性的影响。Kurimoto等[20]对无铅衬套合金进行了咬合、疲劳、气蚀和符合性等试验，结果表明，在铜锡合金中加入铋、碳化钼和石墨可以代替铅，且摩擦磨损性能相当。由此，文中侧重模拟实际工况下的微动研究，对对磨材料进行渗碳处理，探究常用2种衬套材料本身的性能，让其在合适的工况条件下工作，以达到节约成本、节约资源、保护环境的目的。
1 微动试验
1.1 制备试样与工装
以QSn7−0.2和CuNi6Sn6合金材料为试验对象。QSn7−0.2合金材料具有耐高低温、耐磨、综合性能良好等优点，其中锡的质量分数为5%～7%，该材料适合于塑性加工。在Cu−Sn二元合金基础上添加微量元素可提高QSn7−0.2的性能，如添加Fe、Al等能提高该材料的强度和硬度[21]；添加Pb能改善材料的耐磨性，Pb既能提高材料的力学性能，又能改善流动性[22]，即通过降低合金的熔点来提高熔融态金属的流动能力。不过，Pb对人和环境会造成严重的危害，无Pb化已成为了发展趋势，因而含镍的铜基合金受到了广泛关注[23]。由于铜镍锡合金具有较好的热稳性和抗高温应力松弛性能等，因此能够在较高温度环境下长期服役，且会保持组织的完整。此外，铜镍锡合金还具有良好的配合性能和抗高压耐磨性能等。QSn7−0.2合金和CuNi6Sn6合金材料的成分见表1，不同温度下的力学性能见表2。
采用SRV−IV微动摩擦磨损试验机（原理如图1所示），在成品的衬套上加工长度为10 mm、宽度为6 mm、厚度为3.55 mm的试样，如图2a所示。将活塞销（材料为12CrNi3A）作为对磨试样，如图2b所示。由于连杆衬套试样不能直接在试验机上进行试验，因此设计了满足SRV−IV微动摩擦磨损试验机结
构参数的试样工装，如图2c所示。
1.2 试验方法
采用SRV−IV微动摩擦磨损试验机，在试验前后用电子秤（绝对精度为万分之一）测量试样的质量，采用扫描电子显微镜检测摩擦后试样的表面形貌特征，采用EDS分析特征点的成分判断其磨损机理。摩擦磨损试验参数依据连杆衬套的实际工况确定，在实际工作中连杆衬套采用飞溅润滑，处于边界润滑状态；实际工作温度为150 ℃，试验温度也设为150 ℃；实际工作比压为150 MPa，试验工作载荷设为150 N，摩擦副的实际接触面积约为1 mm2，模拟实际的工作环境，详细的试验参数如表3所示。在摩擦磨损性能试验过程中，先滴2 μL润滑油（牌号为0W−20），再施加载荷50 N预磨30 s，模拟摩擦副的磨合阶段，然后将载荷加至150 N，连续试验120 min；抗咬合性能试验的环境温度为150 ℃，先滴2 μL润滑油，再施加载荷50 N预磨30 s，模拟摩擦副的磨合阶段，然后加载至150 N进行试验，每隔5 min增加50 N，直至发生咬合现象。
表1 锡青铜合金、铜镍锡合金元素的含量
Tab.1 Element content of tin-bronze alloy and copper-nickel-tin alloy wt.%
表2 锡青铜合金、铜镍锡合金在不同温度下的力学性能
Tab.2 Mechanical properties of tin-bronze alloy and copper-nickel-tin alloy at different temperature
图1 微动磨损试验机原理及局部放大图
图2 衬套试样（a）、活塞销试样（b）、衬套试样（c）工装实物及取样示意图
表3 SRV−IV微动摩擦磨损试验参数
Tab.3 SRV-IV fretting friction and wear test parameters
2 结果与讨论
2.1 摩擦因数
对磨材料未渗碳处理的QSn7−0.2合金和CuNi6Sn6合金的磨损过程如图3所示。QSn7−0.2合金平均在40 min后进入稳定磨损阶段，进入稳定期后QSn7−0.2合金随着磨损时间的推移，其摩擦因数呈稳定上升的趋势。在磨损前40 min，QSn7−0.2合金的摩擦因数出现了较大的波动，主要原因：在摩擦过程中，润滑油膜的破裂导致表面粗糙峰的直接接触；在150 N载荷的作用下，其中相对的2个粗糙峰相加的高度大于润滑油膜的厚度，因此出现了较大值的摩擦因数。QSn7−0.2合金的平均摩擦因数为0.134。CuNi6Sn6合金平均在60 min后进入稳定磨损阶段，进入稳定磨损阶段的CuNi6Sn6合金在2 h的磨损时间内表现出非常好的稳定性和一致性，在进入稳定磨损阶段前CuNi6Sn6合金的摩擦因数呈先降后升的趋势。下降的原因是润滑油在摩擦系统中表现出良好的润滑作用。上升的原因是润滑油膜破裂，粗糙峰发生直接接触。在稳定磨损阶段，CuNi6Sn6合金的摩擦因数再次下降并稳定保持的原因：当温度不断上升时，粗糙峰之间相互作用形成了磨屑，从而被排出摩擦系统。CuNi6Sn6合金的平均摩擦因数为0.137。
对磨材料经过渗碳处理的QSn7−0.2和CuNi6Sn6合金的磨损过程如图4所示。QSn7−0.2合金平均在30 min后进入稳定磨损阶段，进入稳定期后随着磨损时间的推移，QSn7−0.2合金的摩擦因数呈稳定上升的趋势。在进入稳定磨损阶段前30 min内，QSn7−0.2合金的摩擦因数呈现先下降后上升的趋势，出现下降的原因是润滑油进入摩擦系统内，润滑油的油膜厚度大于表面粗糙峰的极大值。在载荷的作用下，随着磨损时间的推移，摩擦因数出现了上升的走向，出现的原因是油膜的破裂，摩擦面上的粗糙峰发生直接接触。其中，第3次试验时，摩擦因数在85 min时出现了较大范围减小的情况，出现的原因是磨屑未及时排出摩擦系统，反而与大气中的氧元素发生了氧化反应。硬质的磨屑颗粒起到了很好的支撑作用，当硬质氧化磨屑颗粒被排出摩擦系统时，摩擦因数回归上升的趋势。QSn7−0.2合金在2 h内的平均摩擦因数为0.137。CuNi6Sn6合金平均在40 min后进入稳定磨损阶段，CuNi6Sn6合金在2 h的磨损时间内表现出非常好的稳定性及一致性。在进入稳定磨损前，CuNi6Sn6合金的摩擦因数出现了与QSn7−0.2合金一样的先降后升的走向。出现先降后升走向的原因与QSn7−0.2合金一致。在进入稳定磨损阶段后，CuNi6Sn6合金没有出现大面积的摩擦因数波动现象。CuNi6Sn6合金的平均摩擦因数为0.123。
从图3和图4可知，对磨材料经过渗碳处理后，QSn7−0.2合金和CuNi6Sn6合金会更早进入稳定磨损阶段，QSn7−0.2合金进入稳定磨损阶段的时间提前了约25%，而CuNi6Sn6合金进入稳定磨损阶段的时间提前了约50%。无论是否经过渗碳处理，CuNi6Sn6合金在稳定磨损阶段的摩擦因数的稳定性和一致性均远大于QSn7−0.2合金，侧面反映出CuNi6Sn6合金在材料的均匀性和同向性方面优于QSn7−0.2合金。对磨材料经渗碳处理对于QSn7−0.2合金来说，其摩擦因数出现略微增大的趋势，QSn7−0.2合金的摩擦因数增大了约2.23%。相反，经过渗碳处理的CuNi6Sn6合金的摩擦因数减小了约10.22%。
图3 对磨材料未经渗碳处理的QSn7−0.2和CuNi6Sn6的摩擦因数
图4 对磨材料渗碳后QSn7−0.2和 CuNi6Sn6的摩擦因数
2.2 磨损质量
对磨材料未经渗碳处理，QSn7−0.2合金的平均磨损质量为0.49 mg，其磨损质量的波动范围为−12.24%～ 10.20%。CuNi6Sn6合金的平均磨损质量为0.44 mg，其磨损质量的波动范围为−10.20%～12.25%。QSn7−0.2合金的平均磨损质量是CuNi6Sn6合金的约1.114倍，从磨损质量的角度来看，未渗碳处理的QSn7−0.2合金和CuNi6Sn6合金的稳定性趋于一致。
对磨材料经渗碳处理后，QSn7−0.2合金的3组试验的平均磨损质量为0.62 mg，磨损质量的波动范围为−22.58%～32.26%，说明QSn7−0.2合金在对磨材料经过渗碳处理后磨损质量的波动极大。CuNi6Sn6合金的3组试验的平均磨损质量为0.4 mg，其磨损质量的波动范围为−22.5%～17.5%，经过处理后QSn7−0.2合金的平均磨损质量为CuNi6Sn6合金的约1.55倍，因此，经过渗碳处理的CuNi6Sn6合金的磨损性能和材料稳定性均优于QSn7−0.2合金。
对磨材料渗碳前后QSn7−0.2合金和CuNi6Sn6合金的磨损质量对比如图5所示，QSn7−0.2和CuNi6Sn6合金的磨损质量和平均摩擦因数表现出相同的趋势。对于QSn7−0.2合金来说，对磨材料经过渗碳处理后的平均质量呈上升态势，上升约26.53%；相反，CuNi6Sn6合金的平均磨损质量下降约9.09%。在不同温度下，CuNi6Sn6合金的抗拉强度和屈服强度均高于QSn7−0.2合金（6.19%～9.4%，5.2%～ 10.7%），而QSn7−0.2合金和CuNi6Sn6合金的断后伸长率基本相当，相对差异在1.8%～10.8%之间。说明QSn7−0.2合金在高温时的塑性低于CuNi6Sn6合金，所以QSn7−0.2合金的平均磨损质量出现上升的原因是较硬材料摩擦表面的粗糙峰发生了脆性断裂，形成了磨屑颗粒，从而被排出摩擦系统。CuNi6Sn6合金的平均磨损质量下降的原因是较硬的粗糙峰被压在较软的材料基体，仅发生了塑性变形或材料的黏滑转移，并没有形成能排出系统的磨屑。这进一步说明对磨材料经过渗碳处理后，CuNi6Sn6合金表现出良好的耐磨性。
图5 对磨材料渗碳前后的磨损质量对比
2.3 极压载荷
对磨材料未经渗碳处理的QSn7−0.2和CuNi6Sn6合金的极压磨损过程如图6所示。QSn7−0.2合金在极压20 min后进入稳定阶段，在稳定阶段后到发生咬合行为之前，QSn7−0.2合金的摩擦因数出现了平稳增长的趋势，在极压破坏之前的平均摩擦因数为0.14左右，误差小于5%。在极压前20 min，QSn7−0.2合金的摩擦因数大幅减小，出现的原因是随着载荷的增大，接触面之间的粗糙峰间会发生镶嵌、黏结、转移等，最终形成了磨屑。QSn7−0.2合金的平均极压载荷为983 N。CuNi6Sn6合金与QSn7−0.2合金保持一致，在极压20 min后进入稳定阶段，在稳定阶段后直到发生咬合行为之前，其摩擦因数的稳定性和一致性非常好，在发生咬合前3组的平均摩擦因数为0.10左右，误差小于3%，在极压前20 min的摩擦因数大幅下降的原因同QSn7−0.2合金一致。CuNi6Sn6合金的平均极限载荷为967 N，从极限载荷的角度来看，CuNi6Sn6合金在极压状态下的摩擦因数波动范围较小，其极压载荷与QSn7−0.2相当且误差不超过2%。再一次佐证了CuNi6Sn6合金材料的均匀一致性优于QSn7−0.2合金。
图6 对磨材料未经渗碳处理的QSn7−0.2和 CuNi6Sn6的极压摩擦因数
对磨材料经过渗碳处理的QSn7−0.2和CuNi6Sn6合金的极压磨损过程如图7所示。对磨材料经过渗碳处理后，QSn7−0.2合金在极压15 min后进入稳定磨损阶段。在进入稳定磨损阶段前，QSn7−0.2合金的摩擦因数表现出先降后升的趋势。摩擦因数下降的原因：在载荷作用下，两磨面上的微凸体与粗糙峰之间直接接触，发生了变形、撕扯、黏结和转移等现象。摩擦因数出现上升的原因：对磨材料经渗碳处理后，对磨材料的表层和亚表层的组织发生了变化，导致在高温高压下，表现出亚表层的变形及表层的轻微脱落。在发生咬合行为前3组试验的平均摩擦因数为0.13左右，其误差范围小于10%，QSn7−0.2合金的平均极压载荷为483 N。CuNi6Sn6合金在挤压15 min后进入稳定阶段，在进入稳定磨损阶段前，CuNi6Sn6合金的摩擦因数与QSn7−0.2合金先降后升的趋势一致，出现的原因与QSn7−0.2合金一致。CuNi6Sn6合金在发生咬合行为前的平均摩擦因数为0.14，各实验间的误差范围小于5%，CuNi6Sn6合金的平均极压载荷为400 N。
对磨材料渗碳前后QSn7−0.2和CuNi6Sn6合金的极压载荷对比如图8所示。对磨材料经过渗碳处理后，QSn7−0.2和CuNi6Sn6合金的极压载荷出现大幅减小趋势，QSn7−0.2合金和CuNi6Sn6合金分别减小了约50.86%和58.63%。
综上可知，对磨材料经过渗碳处理后，QSn7−0.2和CuNi6Sn6合金在极压磨损过程中进入稳定磨损阶段的时间提前了25%。进入稳定磨损阶段前，其摩擦因数均会出现先减小后增大的趋势，出现的原因是经过渗碳处理后，材料表面及亚表面的组织均会发生一定变化，进而引起QSn7−0.2合金和CuNi6Sn6合金的极压载荷大幅减小。
图7 对磨材料经渗碳处理的QSn7−0.2和 CuNi6Sn6的极压摩擦因数
图8 对磨材料渗碳前后极压载荷对比
2.4 磨痕三维面扫图
为了进一步考察QSn7−0.2和CuNi6Sn6合金的摩擦磨损性能，对QSn7−0.2和CuNi6Sn6合金拍摄了磨痕三维面扫图，面扫结果如图9所示。由图9可知，QSn7−0.2合金的总损伤面积为4.34 mm2，总损伤体积高达8.54×107μm3左右，磨痕的最大深度和高度分别为101 μm和104 μm，平均磨痕深度和高度分别为28.7 μm和10.8 μm。CuNi6Sn6合金的凹凸损伤面积分别为2.67、1.37 mm2，总磨损面积约为4.04 mm2，总损伤体积高达4.55×107μm3，磨痕的最大深度和高度分别为82.0 μm和72.0 μm，平均磨痕深度和高度为15.8 μm和2.39 μm。不论从磨斑的形貌，还是磨损的面积、体积、磨痕深度、磨痕高度，都反映出CuNi6Sn6合金的磨损性能优于QSn7−0.2合金。
对磨材料经过渗碳处理的QSn7−0.2和CuNi6Sn6合金的磨痕三维面扫图如图10所示。CuNi6Sn6的磨斑明显好于QSn7−0.2合金。QSn7−0.2合金的总磨损面积为5.19 mm2，总损伤体积高达5.87×107μm3，磨痕的最大深度和高度分别为45.9 μm和26.8 μm，平均磨痕深度和高度分别为16.5 μm和2.14 μm。CuNi6Sn6合金的总磨损面积为3.61 mm2，总体的损伤体积约为2.78×107μm3，磨痕的最大深度和高度分别为36.0 μm和27.5 μm，平均磨痕深度和高度分别为11.2 μm和1.63 μm。
综上所述，在对磨材料未经过渗碳处理的QSn7−0.2和CuNi6Sn6合金经过2 h的摩擦磨损后，QSn7−0.2的损伤面积和损伤体积分别为CuNi6Sn6合金的约1.074倍和1.877倍。QSn7−0.2的最大磨损深度和高度分别为CuNi6Sn6合金的约1.23倍和1.44倍，平均损伤深度和高度分别为CuNi6Sn6合金的约1.816倍和4.519倍。对磨材料经渗碳处理后，2种合金经过2 h的摩擦磨损，QSn7−0.2合金的损伤面积和损伤体积分别为CuNi6Sn6合金的约1.438倍和2.112倍，最大磨损深度和高度分别为CuNi6Sn6合金的约1.275倍和0.97倍，平均损伤深度和高度分别为CuNi6Sn6合金的1.47倍和1.313倍。对于QSn7−0.2合金来说，对磨材料经过渗碳处理后，磨损总面积增大了19.59%。原因是经过渗碳处理后，对磨材料的弹塑性会下降（通过拉伸试验机测得，在150 ℃下相较于常温，屈服强度降低了约5.88%，抗拉强度降低了约5.62%），而在微动的循环作用下，会引起较大面积的脱落，损伤总体积减小了约31.26%，最大处的深度、高度，以及平均损伤的高度和深度均有不同程度的减小，最为明显的是最大高度和平均高度，分别减小了约74.23%和80.19%。这说明经过渗碳处理后，合金磨损表面的损伤程度会更加均匀。对于CuNi6Sn6合金来说，对磨材料经过渗碳处理后，其总磨损面积减小了约10.64%，磨损总体积减小了约38.90%，磨痕的最大深度和高度的下降幅度分别为56.10%和61.81%，而平均磨痕深度和高度下降了30%左右。
图9 未经渗碳处理的QSn7−0.2和 CuNi6Sn6的三维面扫图
图10 对磨材料经渗碳处理的QSn7−0.2和 CuNi6Sn6的三维面扫图
2.5 磨损表面形貌及成分分析
对磨材料未经渗碳处理的QSn7−0.2和CuNi6Sn6合金的磨面形貌和成分如图11所示。QSn7−0.2合金试样的磨面上存在明显的犁沟痕迹，造成犁沟的原因：在载荷和高温环境的作用下，对磨材料的硬质微凸体及粗糙峰在磨损表面上反复刻划，形成微观切削；磨损表面及对磨面上的粗糙峰在载荷的作用下剪切断裂，形成了磨屑，当磨屑未能及时被排出摩擦系统时，磨屑颗粒会与大气中的氧元素发生氧化反应，形成硬质的氧化磨屑颗粒，在载荷的作用下，磨损表面会形成较大的犁沟，犁沟是磨粒磨损的显著特征。此外，QSn7−0.2合金材料表面还有片状的材料转移痕迹，出现片状材料转移的原因是实际的接触面积小于试验设计的接触面积，在载荷的作用下，接触点需要承受较大的力来抵抗外来载荷。同时，摩擦伴随着温升，这样就破坏了摩擦系统的稳定，接触点会发生软化、变形、熔融、黏着，这就是黏着磨损的特征。QSn7−0.2合金的扫描图上显示还有微裂纹存在，出现微裂纹的原因：在摩擦过程中，由于热量未能及时排出摩擦系统，从而导致整个摩擦系统的温度不断升高，材料软化，塑性变形加剧，使得表层材料的反应速率提高，一旦表层材料的反应速率高于材料亚表层的位移滑移率，就会破坏材料的连续性，从而出现微裂纹[24]。当润滑油和磨屑的混合物进入微裂纹里面时，微裂纹会加速向更深的材料表层扩展，这些裂纹相互连接，形成了包络网，这些包络网向上扩展，直到材料的表层发生断裂剥落，则发生了剥层磨损。CuNi6Sn6合金材料磨损表面的犁沟程度较轻，这与前文三维面扫结果吻合，磨损表面还有黏着磨损的痕迹，这是因接触点在高载荷下会产生瞬时高温，接触点发生了软化、变形、熔融、黏着等现象。同样，CuNi6Sn6合金材料的磨损表面也有微裂纹，主要原因：在接触点出现瞬时高温后，材料的表层和亚表层会出现冷作硬化现象，材料变脆，容易产生脆裂；在接触应力的不断作用下，材料会出现疲劳裂纹。这些裂纹没有向上扩展，材料出现剥落，形成了清晰可见的剥层痕迹。此外，磨损表面有很多麻点，这些麻点形成的原因：在循环应力的作用下，材料的表层内部会因塑性变形而形成硬化带，麻点通常由一些微裂纹形成，这些微裂纹会以40°向下扩展，扩展到硬化带后便不再向下扩展，扩展方向变为平行于表面的方向，表面下的硬化带起到了阻碍裂纹穿过的屏障作用，这些麻点是疲劳点蚀的特征[25]。通过成分分析可知（图11），QSn7−0.2材料磨面铁元素的质量分数为5.35%，CuNi6Sn6材料磨面铁元素的质量分数为6.12%，证明材料之间发生了转移，成分中QSn7–0.2材料的磨面氧原子的原子数分数为19.63%，CuNi6Sn6材料磨面氧原子的原子数分数为25.59%，说明二者均存在氧化磨损，CuNi6Sn6合金的氧化磨损更明显。
对磨材料经过渗碳处理的QSn7−0.2合金和CuNi6Sn6合金的磨面形貌及成分分析如图12所示，QSn7−0.2合金的磨损表面存在大量犁沟痕迹，磨损表面的犁沟痕迹是由较硬的粗糙峰或微凸体进行相对运动时留下的，QSn7−0.2合金经过渗碳处理后材料的硬度增大，同时材料的塑性下降。由图12可见，QSn7−0.2合金的磨损表面存在材料大面积转移的现象，且留下了长条状的凹坑。这是由于在应力循环作用下，较软的粗糙峰会首先发生断裂，从而形成较光滑的表面，当应力继续作用时，较软的光滑表面上各点会受到硬粗糙峰的循环作用，这就导致材料的表层发生了剪切塑性变形，并且随着摩擦的不断进行，剪切塑性变形不断累积，材料的亚表层就会出现周期性的位错。因为存在映像力，所以在距离表层几十微米的亚表层位错消失。由于位错存在梯度，所以最大的剪切发生在一定深度处。此外，一定深度处的亚表层会出现位错的堆积，从而形成微裂纹或空穴。通过应力场分析可知，当表层下的硬化带阻碍了裂纹扩展时，裂纹会改变方向继续扩展，直至临界长度，最终表现为片状磨屑剥落，这就是典型的剥层磨损。从图12中可见，在剥层磨损的表面还有许多深浅不一的沟壑，其形成的主要原因：对磨材料的硬质粗糙峰在剥层磨损中并未完全被破坏，使其在剥层表面留下了沟痕；QSn7−0.2合金的粗糙峰在摩擦过程中被剪切掉落，它与润滑油、大气中的氧元素形成了硬质的磨屑颗粒，在剥层表面留下了划痕。由图12的成分表可知，氧原子的存在证明了氧化磨损的存在。对于CuNi6Sn6合金，经过渗碳处理后CuNi6Sn6合金的磨损表面出现了大面积的材料滑移现象，该现象出现的原因：随着摩擦的不断进行，整个摩擦系统的温度不断升高，CuNi6Sn6合金材料接触峰点的塑性变形不断增大，这种双重作用使得黏着节点的强度和黏着面积增大，并且黏着节点的强度远大于摩擦材料的剪切强度。通常这样的剪切破坏发生在1种或2种材料的亚表层，这就是咬合磨损的特征。由图12可知，CuNi6Sn6合金的磨损表面有一些裂纹和磨屑颗粒的堆积，裂纹来源于亚表层位错的堆积（或者温度的升高），形成了热裂纹。由于磨损表面堆积的磨屑颗粒未被及时排出摩擦系统，从而对磨损表面造成了二次损伤，或者三体磨损。从试样的磨面EDS结果可以看出，QSn7− 0.2材料磨面铁元素的质量分数为33%，CuNi6Sn6材料磨面铁元素的质量分数为34.95%。这说明QSn7−0.2合金和CuNi6Sn6合金在磨损试验过程中均发生了材料的迁移，发生了不同程度的黏着磨损。
图11 对磨材料未经渗碳处理的QSn7−0.2和 CuNi6Sn6的形貌及成分
图12 对磨材料经渗碳处理的QSn7−0.2和 CuNi6Sn6的形貌及EDS图
综上所述，未渗碳处理的QSn7−0.2合金的磨损机理主要为磨粒磨损，伴随轻微的黏着磨损。未经渗碳处理的CuNi6Sn6合金的磨损机理主要为点蚀磨损，伴随少量的磨粒磨损。经渗碳处理后，QSn7−0.2合金的磨损机理为剥层磨损，伴随着轻微的黏着磨损和磨粒磨损。经渗碳处理后，CuNi6Sn6合金的磨损机理主要为胶合磨损，伴随着一般黏着磨损及少量磨粒磨损。无论渗碳与否，均伴随着有氧化磨损。经渗碳处理后，氧元素的质量分数减少了57.26%～67.92%；材料的转移率大幅提升，铁元素的质量分数增大了4.88～6.05倍。
3 结论
对磨材料经过渗碳处理后，QSn7−0.2和CuNi6Sn6合金会更早地进入稳定磨损阶段，QSn7−0.2合金进入稳定磨损阶段的时间提前了25%，而CuNi6Sn6合金进入稳定磨损阶段的时间提前了50%。对磨材料无论是否经过渗碳处理，CuNi6Sn6合金在稳定磨损阶段的摩擦因数的稳定性和一致性均远大于QSn7−0.2合金的。经过渗碳处理后QSn7−0.2合金的摩擦因数会增大2.23%。相反，经过渗碳处理后的CuNi6Sn6合金的摩擦因数会减小10.22%。
QSn7−0.2合金和CuNi6Sn6合金的磨损质量和平均摩擦因数表现出相同的趋势。对于QSn7−0.2合金来说，经过渗碳处理后其平均磨损质量呈上升趋势，上升了26.53%；CuNi6Sn6合金的平均磨损质量下降了9.09%。研究证实，渗碳处理能够很好地提高CuNi6Sn6合金的摩擦磨损性能。
经过渗碳处理后，QSn7−0.2合金和CuNi6Sn6合金在挤压磨损过程中进入稳定磨损阶段的时间会提前25%，QSn7−0.2合金和CuNi6Sn6合金的挤压载荷会大幅减小，QSn7−0.2合金和CuNi6Sn6合金分别减小了50.86%和58.63%。
未经渗碳处理的QSn7−0.2合金和CuNi6Sn6合金经过2 h的摩擦磨损后，QSn7−0.2合金的损伤面积和损伤体积分别为CuNi6Sn6合金的1.074倍和1.877倍。经过渗碳处理后，QSn7−0.2合金的损伤面积和损伤体积分别为CuNi6Sn6合金的1.438倍和2.112倍。对于QSn7−0.2合金来说，经过渗碳处理后其磨损总面积增大了19.59%，其损伤总体积减小了31.26%。对于CuNi6Sn6合金来说，经过渗碳处理后其磨损总面积减小了10.64%，其损伤总体积减小了38.90%。
对磨材料未渗碳处理的QSn7−0.2合金的磨损机理主要为磨粒磨损，伴随着轻微黏着磨损。未渗碳处理的CuNi6Sn6合金的磨损机理主要为点蚀磨损，伴随着少量磨粒磨损。对磨材料经渗碳处理后QSn7−0.2合金材料的磨损机理为剥层磨损，并伴随轻微的黏着磨损和磨粒磨损。对磨材料经渗碳处理后CuNi6Sn6合金的磨损机理主要为胶合磨损，伴随黏着磨损及少量磨粒磨损。无论渗碳与否，均伴随有氧化磨损。经渗碳处理后，其氧元素的质量分数减少了57.26%～67.92%；材料的转移率大幅提升，铁元素的质量分数增大了4.88～6.05倍。
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Wear Performance of Bushing Material by Counterface Material after Carburizing Treatment
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(School of Mechanical Engineering, North University of China, Taiyuan 030051, China)
The work aims to provide a theoretical basis for improving the friction and wear performance and extreme pressure load of bushing materials, and then explore the applicable working conditions. SRV-IV fretting friction and wear tester was used to carry out friction and wear test. The effects of carburizing treatment on friction and wear performance of 2 kinds of bushing materials in common use were studied under simulated actual working conditions. Three-dimensional scanning instrument, scanning electron microscope and composition analyzer were used to explore the wear mechanism. After carburizing treatment of counterface materials, QSn7-0.2 alloy entered the stable wear stage 25% earlier, with average friction coefficient increasing by 2.23%, average wear quality increasing by 26.53%, and extreme pressure load decreasing by 50.86%. CuNi6Sn6 alloy entered the stable wear stage about 50% earlier, with average friction coefficient decreasing by 10.22%, average wear quality decreasing by 9.09%, and extreme pressure load decreasing by 58.63%. For the counterface materials without carburizing treatment, the wear mechanism of QSn7-0.2 alloy was mainly abrasive wear, accompanied by slight adhesive wear, and the wear mechanism of CuNi6Sn6 alloy was mainly pitting wear, accompanied by a small amount of abrasive wear. After carburizing treatment of counterface materials, the wear mechanism of QSn7-0.2 alloy was delamination wear, accompanied by slight adhesive wear and abrasive wear, while the wear mechanism of CuNi6Sn6 alloy was mainly adhesion wear, accompanied by adhesive wear and a small amount of abrasive wear. After carburizing treatment of counterface materials, the average friction coefficient and wear quality of QSn7-0.2 alloy increase. The average friction coefficient and wear quality of CuNi6Sn6 alloy decrease correspondingly, but the reduction of extrusion load is relatively larger. Therefore, CuNi6Sn6 alloy is suitable for the carburized counterface materials under low extrusion condition. QSn7–0.2 alloy is suitable for the working conditions of the workpiece to be ground without carburizing treatment under high ultimate pressure.
QSn7-0.2 alloy; CuNi6Sn6 alloy; carburizing treatment; friction coefficient; extrusion load; wear mechanism
2021-10-07；
2021-11-25
XU Shao-nan (1997-), Male, Postgraduate, Research focus: friction and wear of materials.
TH117.1
A
1001-3660(2022)09-0120-11
10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2022.09.000
2021–10–07；
2021–11–25
山西省重点研发计划国际科技合作项目（201903D421035）
Fund：Shanxi Provincial Key R & D Program International Science and Technology Cooperation Project (201903D421035)
徐少男（1997—），男，硕士生，主要研究方向为材料的摩擦磨损。
樊文欣（1964—），男，博士，教授，主要研究方向为滑动轴承技术。
FAN Wen-xin (1964-), Male, Doctor, Professor, Research focus: sliding bearing technology.
徐少男, 樊文欣, 李睿林. 磨材料经渗碳处理对衬套材料磨损性能的影响[J]. 表面技术, 2022, 51(9): 120-130.
XU Shao-nan, FAN Wen-xin, LI Rui-lin. Wear Performance of Bushing Material by Counterface Material after Carburizing Treatment[J]. Surface Technology, 2022, 51(9): 120-130.
责任编辑：彭颋
