對磨材料經滲碳處理對襯套材料磨損性能的影響

徐少男，樊文欣，李睿林

對磨材料經滲碳處理對襯套材料磨損性能的影響

徐少男，樊文欣，李睿林

（中北大學 機械工程學院，太原 030051）

為提高襯套材料的摩擦磨損性能和極壓載荷提供理論依據，探究其適用工況。通過對對磨材料進行滲碳處理，采用SRV–IV微動摩擦磨損試驗機進行摩擦磨損試驗，研究在模擬實際工況下對磨件進行滲碳處理后對常用的2種襯套材料摩擦磨損性能的影響，采用三維面掃儀、掃描電鏡、成分分析儀等探究其磨損機理。將對磨材料進行滲碳處理后，QSn7–0.2合金進入穩定磨損階段的時間提前了25%，平均摩擦因數增大了2.23%，平均磨損質量上升了26.53%，極壓載荷減小了50.86%；CuNi6Sn6合金進入穩定磨損階段的時間提前了約50%，平均摩擦因數減小了10.22%，平均磨損質量下降了9.09%；極壓載荷減小了58.63%。對磨材料未經滲碳處理，QSn7–0.2合金的磨損機理主要為磨粒磨損，伴隨輕微的黏著磨損；CuNi6Sn6合金的磨損機理主要為點蝕磨損，伴隨少量的磨粒磨損。對磨材料經滲碳處理后，QSn7–0.2合金的磨損機理為剝層磨損，伴隨輕微的黏著磨損和磨粒磨損；CuNi6Sn6合金的磨損機理主要為膠合磨損，伴隨黏著磨損及少量磨粒磨損。對磨材料經滲碳處理后，對于QSn7–0.2合金而言，平均摩擦因數和磨損質量增大；CuNi6Sn6合金的平均摩擦因數和磨損質量都相應減小，但擠壓載荷減小的幅度更大。因此，CuNi6Sn6合金適用于對磨材料經滲碳處理且極限載荷較低的工況；QSn7–0.2合金適用于對磨工件未經滲碳處理的、極限壓力較大的工況條件。

QSn7–0.2合金；CuNi6Sn6合金；滲碳處理；摩擦因數；極壓載荷；磨損機理

銅合金材料具有優良的延展性、承載性、耐高溫磨損性等優點，目前滑動軸承、大功率發動機的軸瓦和發動機的連桿襯套等大部分關鍵性零部件均使用銅合金，在大型油田、軍用機械設備、航空航天領域的使用也非常廣泛[1-3]。隨著我國工業的不斷發展，發動機的功率不斷攀升，工況環境也越來越苛刻，這對相關材料的摩擦磨損性能提出了更高的要求[4]，例如在高溫高載、潤滑不足、高精度配合等條件下也需要較好的摩擦磨損性能。在高精度配合下，發動機的關鍵零部件會在微小的震動下造成微動摩擦磨損，進而導致零部件的失效。之前有學者研究了速度、載荷、溫度等對銅合金干摩擦磨損的影響，但缺乏相關微動摩擦磨損的研究。文中以大功率柴油機中的連桿襯套為研究對象，柴油機中的連桿一般采用精選含碳量的優質中碳結構鋼，對其有較高要求，通常采用表面滲碳處理對磨材料。由于連桿襯套的微動摩擦是主要的磨損失效因素，因此文中重點討論對磨材料在滲碳處理前后對常用連桿襯套材料的影響。

關于襯套材料的摩擦磨損問題，已經有相關學者進行了相關研究。樊文欣、郭佩劍等[5]研究了載荷和轉速對3種銅基材料磨損性能的影響，但是忽視了工件在裝配下的微動對其性能的影響。楊峰[6]探討了材料經過旋壓后的磨損行為，探究了旋壓工藝對其磨損性能的影響，但對材料本身的分析相對較少。除此之外，為了滿足更高的工程和環境等方面的要求，相關學者研究了材料的表面處理[7-10]、復合添加劑[11]、添加微量元素等方面。王靜軒等[12]分析了Bi含量對材料組織結構和力學性能的影響，結果表明，可以減輕FeS的團聚和脫落現象。李蓉蓉等[13]研究了添加FeS對銅基材料減磨性的影響。張孝禹等[14]研究了石墨相形態和銅在材料中的分布方式，以及對材料摩擦學特性的影響。這幾類研究均在一定程度上提高了材料的耐磨性，但存在制造成本較高、微量元素匱乏等缺點，且廢棄工件中的微量元素會對環境造成污染。Cai等[15-16]研究了不同磨損實驗參數對銅鎳錫青銅晶體結構和結構轉變的潛在影響，以及新的微觀組織反應。Sathishkumar等[17]研究了熱處理對銅鎳錫合金的摩擦磨損性能。Ilangovan等[18]設計了正交試驗，以尋求載荷、滑動速度、失效時間的影響順序。Kai等[19]通過評估形成冶金相的化學元素的作用，討論了顯微組織對材料耐磨性和熱穩定性的影響。Kurimoto等[20]對無鉛襯套合金進行了咬合、疲勞、氣蝕和符合性等試驗，結果表明，在銅錫合金中加入鉍、碳化鉬和石墨可以代替鉛，且摩擦磨損性能相當。由此，文中側重模擬實際工況下的微動研究，對對磨材料進行滲碳處理，探究常用2種襯套材料本身的性能，讓其在合適的工況條件下工作，以達到節約成本、節約資源、保護環境的目的。

1 微動試驗

1.1 制備試樣與工裝

以QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金材料為試驗對象。QSn7?0.2合金材料具有耐高低溫、耐磨、綜合性能良好等優點，其中錫的質量分數為5%～7%，該材料適合于塑性加工。在Cu?Sn二元合金基礎上添加微量元素可提高QSn7?0.2的性能，如添加Fe、Al等能提高該材料的強度和硬度[21]；添加Pb能改善材料的耐磨性，Pb既能提高材料的力學性能，又能改善流動性[22]，即通過降低合金的熔點來提高熔融態金屬的流動能力。不過，Pb對人和環境會造成嚴重的危害，無Pb化已成為了發展趨勢，因而含鎳的銅基合金受到了廣泛關注[23]。由于銅鎳錫合金具有較好的熱穩性和抗高溫應力松弛性能等，因此能夠在較高溫度環境下長期服役，且會保持組織的完整。此外，銅鎳錫合金還具有良好的配合性能和抗高壓耐磨性能等。QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金材料的成分見表1，不同溫度下的力學性能見表2。

采用SRV?IV微動摩擦磨損試驗機（原理如圖1所示），在成品的襯套上加工長度為10 mm、寬度為6 mm、厚度為3.55 mm的試樣，如圖2a所示。將活塞銷（材料為12CrNi3A）作為對磨試樣，如圖2b所示。由于連桿襯套試樣不能直接在試驗機上進行試驗，因此設計了滿足SRV?IV微動摩擦磨損試驗機結

構參數的試樣工裝，如圖2c所示。

1.2 試驗方法

采用SRV?IV微動摩擦磨損試驗機，在試驗前后用電子秤（絕對精度為萬分之一）測量試樣的質量，采用掃描電子顯微鏡檢測摩擦后試樣的表面形貌特征，采用EDS分析特征點的成分判斷其磨損機理。摩擦磨損試驗參數依據連桿襯套的實際工況確定，在實際工作中連桿襯套采用飛濺潤滑，處于邊界潤滑狀態；實際工作溫度為150 ℃，試驗溫度也設為150 ℃；實際工作比壓為150 MPa，試驗工作載荷設為150 N，摩擦副的實際接觸面積約為1 mm2，模擬實際的工作環境，詳細的試驗參數如表3所示。在摩擦磨損性能試驗過程中，先滴2 μL潤滑油（牌號為0W?20），再施加載荷50 N預磨30 s，模擬摩擦副的磨合階段，然后將載荷加至150 N，連續試驗120 min；抗咬合性能試驗的環境溫度為150 ℃，先滴2 μL潤滑油，再施加載荷50 N預磨30 s，模擬摩擦副的磨合階段，然后加載至150 N進行試驗，每隔5 min增加50 N，直至發生咬合現象。

表1 錫青銅合金、銅鎳錫合金元素的含量

Tab.1 Element content of tin-bronze alloy and copper-nickel-tin alloy wt.%

表2 錫青銅合金、銅鎳錫合金在不同溫度下的力學性能

Tab.2 Mechanical properties of tin-bronze alloy and copper-nickel-tin alloy at different temperature

圖1 微動磨損試驗機原理及局部放大圖

圖2 襯套試樣（a）、活塞銷試樣（b）、襯套試樣（c）工裝實物及取樣示意圖

表3 SRV?IV微動摩擦磨損試驗參數

Tab.3 SRV-IV fretting friction and wear test parameters

2 結果與討論

2.1 摩擦因數

對磨材料未滲碳處理的QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金的磨損過程如圖3所示。QSn7?0.2合金平均在40 min后進入穩定磨損階段，進入穩定期后QSn7?0.2合金隨著磨損時間的推移，其摩擦因數呈穩定上升的趨勢。在磨損前40 min，QSn7?0.2合金的摩擦因數出現了較大的波動，主要原因：在摩擦過程中，潤滑油膜的破裂導致表面粗糙峰的直接接觸；在150 N載荷的作用下，其中相對的2個粗糙峰相加的高度大于潤滑油膜的厚度，因此出現了較大值的摩擦因數。QSn7?0.2合金的平均摩擦因數為0.134。CuNi6Sn6合金平均在60 min后進入穩定磨損階段，進入穩定磨損階段的CuNi6Sn6合金在2 h的磨損時間內表現出非常好的穩定性和一致性，在進入穩定磨損階段前CuNi6Sn6合金的摩擦因數呈先降后升的趨勢。下降的原因是潤滑油在摩擦系統中表現出良好的潤滑作用。上升的原因是潤滑油膜破裂，粗糙峰發生直接接觸。在穩定磨損階段，CuNi6Sn6合金的摩擦因數再次下降并穩定保持的原因：當溫度不斷上升時，粗糙峰之間相互作用形成了磨屑，從而被排出摩擦系統。CuNi6Sn6合金的平均摩擦因數為0.137。

對磨材料經過滲碳處理的QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金的磨損過程如圖4所示。QSn7?0.2合金平均在30 min后進入穩定磨損階段，進入穩定期后隨著磨損時間的推移，QSn7?0.2合金的摩擦因數呈穩定上升的趨勢。在進入穩定磨損階段前30 min內，QSn7?0.2合金的摩擦因數呈現先下降后上升的趨勢，出現下降的原因是潤滑油進入摩擦系統內，潤滑油的油膜厚度大于表面粗糙峰的極大值。在載荷的作用下，隨著磨損時間的推移，摩擦因數出現了上升的走向，出現的原因是油膜的破裂，摩擦面上的粗糙峰發生直接接觸。其中，第3次試驗時，摩擦因數在85 min時出現了較大范圍減小的情況，出現的原因是磨屑未及時排出摩擦系統，反而與大氣中的氧元素發生了氧化反應。硬質的磨屑顆粒起到了很好的支撐作用，當硬質氧化磨屑顆粒被排出摩擦系統時，摩擦因數回歸上升的趨勢。QSn7?0.2合金在2 h內的平均摩擦因數為0.137。CuNi6Sn6合金平均在40 min后進入穩定磨損階段，CuNi6Sn6合金在2 h的磨損時間內表現出非常好的穩定性及一致性。在進入穩定磨損前，CuNi6Sn6合金的摩擦因數出現了與QSn7?0.2合金一樣的先降后升的走向。出現先降后升走向的原因與QSn7?0.2合金一致。在進入穩定磨損階段后，CuNi6Sn6合金沒有出現大面積的摩擦因數波動現象。CuNi6Sn6合金的平均摩擦因數為0.123。

從圖3和圖4可知，對磨材料經過滲碳處理后，QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金會更早進入穩定磨損階段，QSn7?0.2合金進入穩定磨損階段的時間提前了約25%，而CuNi6Sn6合金進入穩定磨損階段的時間提前了約50%。無論是否經過滲碳處理，CuNi6Sn6合金在穩定磨損階段的摩擦因數的穩定性和一致性均遠大于QSn7?0.2合金，側面反映出CuNi6Sn6合金在材料的均勻性和同向性方面優于QSn7?0.2合金。對磨材料經滲碳處理對于QSn7?0.2合金來說，其摩擦因數出現略微增大的趨勢，QSn7?0.2合金的摩擦因數增大了約2.23%。相反，經過滲碳處理的CuNi6Sn6合金的摩擦因數減小了約10.22%。

圖3 對磨材料未經滲碳處理的QSn7?0.2和CuNi6Sn6的摩擦因數

圖4 對磨材料滲碳后QSn7?0.2和 CuNi6Sn6的摩擦因數

2.2 磨損質量

對磨材料未經滲碳處理，QSn7?0.2合金的平均磨損質量為0.49 mg，其磨損質量的波動范圍為?12.24%～ 10.20%。CuNi6Sn6合金的平均磨損質量為0.44 mg，其磨損質量的波動范圍為?10.20%～12.25%。QSn7?0.2合金的平均磨損質量是CuNi6Sn6合金的約1.114倍，從磨損質量的角度來看，未滲碳處理的QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金的穩定性趨于一致。

對磨材料經滲碳處理后，QSn7?0.2合金的3組試驗的平均磨損質量為0.62 mg，磨損質量的波動范圍為?22.58%～32.26%，說明QSn7?0.2合金在對磨材料經過滲碳處理后磨損質量的波動極大。CuNi6Sn6合金的3組試驗的平均磨損質量為0.4 mg，其磨損質量的波動范圍為?22.5%～17.5%，經過處理后QSn7?0.2合金的平均磨損質量為CuNi6Sn6合金的約1.55倍，因此，經過滲碳處理的CuNi6Sn6合金的磨損性能和材料穩定性均優于QSn7?0.2合金。

對磨材料滲碳前后QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金的磨損質量對比如圖5所示，QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金的磨損質量和平均摩擦因數表現出相同的趨勢。對于QSn7?0.2合金來說，對磨材料經過滲碳處理后的平均質量呈上升態勢，上升約26.53%；相反，CuNi6Sn6合金的平均磨損質量下降約9.09%。在不同溫度下，CuNi6Sn6合金的抗拉強度和屈服強度均高于QSn7?0.2合金（6.19%～9.4%，5.2%～ 10.7%），而QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金的斷后伸長率基本相當，相對差異在1.8%～10.8%之間。說明QSn7?0.2合金在高溫時的塑性低于CuNi6Sn6合金，所以QSn7?0.2合金的平均磨損質量出現上升的原因是較硬材料摩擦表面的粗糙峰發生了脆性斷裂，形成了磨屑顆粒，從而被排出摩擦系統。CuNi6Sn6合金的平均磨損質量下降的原因是較硬的粗糙峰被壓在較軟的材料基體，僅發生了塑性變形或材料的黏滑轉移，并沒有形成能排出系統的磨屑。這進一步說明對磨材料經過滲碳處理后，CuNi6Sn6合金表現出良好的耐磨性。

圖5 對磨材料滲碳前后的磨損質量對比

2.3 極壓載荷

對磨材料未經滲碳處理的QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金的極壓磨損過程如圖6所示。QSn7?0.2合金在極壓20 min后進入穩定階段，在穩定階段后到發生咬合行為之前，QSn7?0.2合金的摩擦因數出現了平穩增長的趨勢，在極壓破壞之前的平均摩擦因數為0.14左右，誤差小于5%。在極壓前20 min，QSn7?0.2合金的摩擦因數大幅減小，出現的原因是隨著載荷的增大，接觸面之間的粗糙峰間會發生鑲嵌、黏結、轉移等，最終形成了磨屑。QSn7?0.2合金的平均極壓載荷為983 N。CuNi6Sn6合金與QSn7?0.2合金保持一致，在極壓20 min后進入穩定階段，在穩定階段后直到發生咬合行為之前，其摩擦因數的穩定性和一致性非常好，在發生咬合前3組的平均摩擦因數為0.10左右，誤差小于3%，在極壓前20 min的摩擦因數大幅下降的原因同QSn7?0.2合金一致。CuNi6Sn6合金的平均極限載荷為967 N，從極限載荷的角度來看，CuNi6Sn6合金在極壓狀態下的摩擦因數波動范圍較小，其極壓載荷與QSn7?0.2相當且誤差不超過2%。再一次佐證了CuNi6Sn6合金材料的均勻一致性優于QSn7?0.2合金。

圖6 對磨材料未經滲碳處理的QSn7?0.2和 CuNi6Sn6的極壓摩擦因數

對磨材料經過滲碳處理的QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金的極壓磨損過程如圖7所示。對磨材料經過滲碳處理后，QSn7?0.2合金在極壓15 min后進入穩定磨損階段。在進入穩定磨損階段前，QSn7?0.2合金的摩擦因數表現出先降后升的趨勢。摩擦因數下降的原因：在載荷作用下，兩磨面上的微凸體與粗糙峰之間直接接觸，發生了變形、撕扯、黏結和轉移等現象。摩擦因數出現上升的原因：對磨材料經滲碳處理后，對磨材料的表層和亞表層的組織發生了變化，導致在高溫高壓下，表現出亞表層的變形及表層的輕微脫落。在發生咬合行為前3組試驗的平均摩擦因數為0.13左右，其誤差范圍小于10%，QSn7?0.2合金的平均極壓載荷為483 N。CuNi6Sn6合金在擠壓15 min后進入穩定階段，在進入穩定磨損階段前，CuNi6Sn6合金的摩擦因數與QSn7?0.2合金先降后升的趨勢一致，出現的原因與QSn7?0.2合金一致。CuNi6Sn6合金在發生咬合行為前的平均摩擦因數為0.14，各實驗間的誤差范圍小于5%，CuNi6Sn6合金的平均極壓載荷為400 N。

對磨材料滲碳前后QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金的極壓載荷對比如圖8所示。對磨材料經過滲碳處理后，QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金的極壓載荷出現大幅減小趨勢，QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金分別減小了約50.86%和58.63%。

綜上可知，對磨材料經過滲碳處理后，QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金在極壓磨損過程中進入穩定磨損階段的時間提前了25%。進入穩定磨損階段前，其摩擦因數均會出現先減小后增大的趨勢，出現的原因是經過滲碳處理后，材料表面及亞表面的組織均會發生一定變化，進而引起QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金的極壓載荷大幅減小。

圖7 對磨材料經滲碳處理的QSn7?0.2和 CuNi6Sn6的極壓摩擦因數

圖8 對磨材料滲碳前后極壓載荷對比

2.4 磨痕三維面掃圖

為了進一步考察QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金的摩擦磨損性能，對QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金拍攝了磨痕三維面掃圖，面掃結果如圖9所示。由圖9可知，QSn7?0.2合金的總損傷面積為4.34 mm2，總損傷體積高達8.54×107μm3左右，磨痕的最大深度和高度分別為101 μm和104 μm，平均磨痕深度和高度分別為28.7 μm和10.8 μm。CuNi6Sn6合金的凹凸損傷面積分別為2.67、1.37 mm2，總磨損面積約為4.04 mm2，總損傷體積高達4.55×107μm3，磨痕的最大深度和高度分別為82.0 μm和72.0 μm，平均磨痕深度和高度為15.8 μm和2.39 μm。不論從磨斑的形貌，還是磨損的面積、體積、磨痕深度、磨痕高度，都反映出CuNi6Sn6合金的磨損性能優于QSn7?0.2合金。

對磨材料經過滲碳處理的QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金的磨痕三維面掃圖如圖10所示。CuNi6Sn6的磨斑明顯好于QSn7?0.2合金。QSn7?0.2合金的總磨損面積為5.19 mm2，總損傷體積高達5.87×107μm3，磨痕的最大深度和高度分別為45.9 μm和26.8 μm，平均磨痕深度和高度分別為16.5 μm和2.14 μm。CuNi6Sn6合金的總磨損面積為3.61 mm2，總體的損傷體積約為2.78×107μm3，磨痕的最大深度和高度分別為36.0 μm和27.5 μm，平均磨痕深度和高度分別為11.2 μm和1.63 μm。

綜上所述，在對磨材料未經過滲碳處理的QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金經過2 h的摩擦磨損后，QSn7?0.2的損傷面積和損傷體積分別為CuNi6Sn6合金的約1.074倍和1.877倍。QSn7?0.2的最大磨損深度和高度分別為CuNi6Sn6合金的約1.23倍和1.44倍，平均損傷深度和高度分別為CuNi6Sn6合金的約1.816倍和4.519倍。對磨材料經滲碳處理后，2種合金經過2 h的摩擦磨損，QSn7?0.2合金的損傷面積和損傷體積分別為CuNi6Sn6合金的約1.438倍和2.112倍，最大磨損深度和高度分別為CuNi6Sn6合金的約1.275倍和0.97倍，平均損傷深度和高度分別為CuNi6Sn6合金的1.47倍和1.313倍。對于QSn7?0.2合金來說，對磨材料經過滲碳處理后，磨損總面積增大了19.59%。原因是經過滲碳處理后，對磨材料的彈塑性會下降（通過拉伸試驗機測得，在150 ℃下相較于常溫，屈服強度降低了約5.88%，抗拉強度降低了約5.62%），而在微動的循環作用下，會引起較大面積的脫落，損傷總體積減小了約31.26%，最大處的深度、高度，以及平均損傷的高度和深度均有不同程度的減小，最為明顯的是最大高度和平均高度，分別減小了約74.23%和80.19%。這說明經過滲碳處理后，合金磨損表面的損傷程度會更加均勻。對于CuNi6Sn6合金來說，對磨材料經過滲碳處理后，其總磨損面積減小了約10.64%，磨損總體積減小了約38.90%，磨痕的最大深度和高度的下降幅度分別為56.10%和61.81%，而平均磨痕深度和高度下降了30%左右。

圖9 未經滲碳處理的QSn7?0.2和 CuNi6Sn6的三維面掃圖

圖10 對磨材料經滲碳處理的QSn7?0.2和 CuNi6Sn6的三維面掃圖

2.5 磨損表面形貌及成分分析

對磨材料未經滲碳處理的QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金的磨面形貌和成分如圖11所示。QSn7?0.2合金試樣的磨面上存在明顯的犁溝痕跡，造成犁溝的原因：在載荷和高溫環境的作用下，對磨材料的硬質微凸體及粗糙峰在磨損表面上反復刻劃，形成微觀切削；磨損表面及對磨面上的粗糙峰在載荷的作用下剪切斷裂，形成了磨屑，當磨屑未能及時被排出摩擦系統時，磨屑顆粒會與大氣中的氧元素發生氧化反應，形成硬質的氧化磨屑顆粒，在載荷的作用下，磨損表面會形成較大的犁溝，犁溝是磨粒磨損的顯著特征。此外，QSn7?0.2合金材料表面還有片狀的材料轉移痕跡，出現片狀材料轉移的原因是實際的接觸面積小于試驗設計的接觸面積，在載荷的作用下，接觸點需要承受較大的力來抵抗外來載荷。同時，摩擦伴隨著溫升，這樣就破壞了摩擦系統的穩定，接觸點會發生軟化、變形、熔融、黏著，這就是黏著磨損的特征。QSn7?0.2合金的掃描圖上顯示還有微裂紋存在，出現微裂紋的原因：在摩擦過程中，由于熱量未能及時排出摩擦系統，從而導致整個摩擦系統的溫度不斷升高，材料軟化，塑性變形加劇，使得表層材料的反應速率提高，一旦表層材料的反應速率高于材料亞表層的位移滑移率，就會破壞材料的連續性，從而出現微裂紋[24]。當潤滑油和磨屑的混合物進入微裂紋里面時，微裂紋會加速向更深的材料表層擴展，這些裂紋相互連接，形成了包絡網，這些包絡網向上擴展，直到材料的表層發生斷裂剝落，則發生了剝層磨損。CuNi6Sn6合金材料磨損表面的犁溝程度較輕，這與前文三維面掃結果吻合，磨損表面還有黏著磨損的痕跡，這是因接觸點在高載荷下會產生瞬時高溫，接觸點發生了軟化、變形、熔融、黏著等現象。同樣，CuNi6Sn6合金材料的磨損表面也有微裂紋，主要原因：在接觸點出現瞬時高溫后，材料的表層和亞表層會出現冷作硬化現象，材料變脆，容易產生脆裂；在接觸應力的不斷作用下，材料會出現疲勞裂紋。這些裂紋沒有向上擴展，材料出現剝落，形成了清晰可見的剝層痕跡。此外，磨損表面有很多麻點，這些麻點形成的原因：在循環應力的作用下，材料的表層內部會因塑性變形而形成硬化帶，麻點通常由一些微裂紋形成，這些微裂紋會以40°向下擴展，擴展到硬化帶后便不再向下擴展，擴展方向變為平行于表面的方向，表面下的硬化帶起到了阻礙裂紋穿過的屏障作用，這些麻點是疲勞點蝕的特征[25]。通過成分分析可知（圖11），QSn7?0.2材料磨面鐵元素的質量分數為5.35%，CuNi6Sn6材料磨面鐵元素的質量分數為6.12%，證明材料之間發生了轉移，成分中QSn7–0.2材料的磨面氧原子的原子數分數為19.63%，CuNi6Sn6材料磨面氧原子的原子數分數為25.59%，說明二者均存在氧化磨損，CuNi6Sn6合金的氧化磨損更明顯。

對磨材料經過滲碳處理的QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金的磨面形貌及成分分析如圖12所示，QSn7?0.2合金的磨損表面存在大量犁溝痕跡，磨損表面的犁溝痕跡是由較硬的粗糙峰或微凸體進行相對運動時留下的，QSn7?0.2合金經過滲碳處理后材料的硬度增大，同時材料的塑性下降。由圖12可見，QSn7?0.2合金的磨損表面存在材料大面積轉移的現象，且留下了長條狀的凹坑。這是由于在應力循環作用下，較軟的粗糙峰會首先發生斷裂，從而形成較光滑的表面，當應力繼續作用時，較軟的光滑表面上各點會受到硬粗糙峰的循環作用，這就導致材料的表層發生了剪切塑性變形，并且隨著摩擦的不斷進行，剪切塑性變形不斷累積，材料的亞表層就會出現周期性的位錯。因為存在映像力，所以在距離表層幾十微米的亞表層位錯消失。由于位錯存在梯度，所以最大的剪切發生在一定深度處。此外，一定深度處的亞表層會出現位錯的堆積，從而形成微裂紋或空穴。通過應力場分析可知，當表層下的硬化帶阻礙了裂紋擴展時，裂紋會改變方向繼續擴展，直至臨界長度，最終表現為片狀磨屑剝落，這就是典型的剝層磨損。從圖12中可見，在剝層磨損的表面還有許多深淺不一的溝壑，其形成的主要原因：對磨材料的硬質粗糙峰在剝層磨損中并未完全被破壞，使其在剝層表面留下了溝痕；QSn7?0.2合金的粗糙峰在摩擦過程中被剪切掉落，它與潤滑油、大氣中的氧元素形成了硬質的磨屑顆粒，在剝層表面留下了劃痕。由圖12的成分表可知，氧原子的存在證明了氧化磨損的存在。對于CuNi6Sn6合金，經過滲碳處理后CuNi6Sn6合金的磨損表面出現了大面積的材料滑移現象，該現象出現的原因：隨著摩擦的不斷進行，整個摩擦系統的溫度不斷升高，CuNi6Sn6合金材料接觸峰點的塑性變形不斷增大，這種雙重作用使得黏著節點的強度和黏著面積增大，并且黏著節點的強度遠大于摩擦材料的剪切強度。通常這樣的剪切破壞發生在1種或2種材料的亞表層，這就是咬合磨損的特征。由圖12可知，CuNi6Sn6合金的磨損表面有一些裂紋和磨屑顆粒的堆積，裂紋來源于亞表層位錯的堆積（或者溫度的升高），形成了熱裂紋。由于磨損表面堆積的磨屑顆粒未被及時排出摩擦系統，從而對磨損表面造成了二次損傷，或者三體磨損。從試樣的磨面EDS結果可以看出，QSn7? 0.2材料磨面鐵元素的質量分數為33%，CuNi6Sn6材料磨面鐵元素的質量分數為34.95%。這說明QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金在磨損試驗過程中均發生了材料的遷移，發生了不同程度的黏著磨損。

圖11 對磨材料未經滲碳處理的QSn7?0.2和 CuNi6Sn6的形貌及成分

圖12 對磨材料經滲碳處理的QSn7?0.2和 CuNi6Sn6的形貌及EDS圖

綜上所述，未滲碳處理的QSn7?0.2合金的磨損機理主要為磨粒磨損，伴隨輕微的黏著磨損。未經滲碳處理的CuNi6Sn6合金的磨損機理主要為點蝕磨損，伴隨少量的磨粒磨損。經滲碳處理后，QSn7?0.2合金的磨損機理為剝層磨損，伴隨著輕微的黏著磨損和磨粒磨損。經滲碳處理后，CuNi6Sn6合金的磨損機理主要為膠合磨損，伴隨著一般黏著磨損及少量磨粒磨損。無論滲碳與否，均伴隨著有氧化磨損。經滲碳處理后，氧元素的質量分數減少了57.26%～67.92%；材料的轉移率大幅提升，鐵元素的質量分數增大了4.88～6.05倍。

3 結論

對磨材料經過滲碳處理后，QSn7?0.2和CuNi6Sn6合金會更早地進入穩定磨損階段，QSn7?0.2合金進入穩定磨損階段的時間提前了25%，而CuNi6Sn6合金進入穩定磨損階段的時間提前了50%。對磨材料無論是否經過滲碳處理，CuNi6Sn6合金在穩定磨損階段的摩擦因數的穩定性和一致性均遠大于QSn7?0.2合金的。經過滲碳處理后QSn7?0.2合金的摩擦因數會增大2.23%。相反，經過滲碳處理后的CuNi6Sn6合金的摩擦因數會減小10.22%。

QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金的磨損質量和平均摩擦因數表現出相同的趨勢。對于QSn7?0.2合金來說，經過滲碳處理后其平均磨損質量呈上升趨勢，上升了26.53%；CuNi6Sn6合金的平均磨損質量下降了9.09%。研究證實，滲碳處理能夠很好地提高CuNi6Sn6合金的摩擦磨損性能。

經過滲碳處理后，QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金在擠壓磨損過程中進入穩定磨損階段的時間會提前25%，QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金的擠壓載荷會大幅減小，QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金分別減小了50.86%和58.63%。

未經滲碳處理的QSn7?0.2合金和CuNi6Sn6合金經過2 h的摩擦磨損后，QSn7?0.2合金的損傷面積和損傷體積分別為CuNi6Sn6合金的1.074倍和1.877倍。經過滲碳處理后，QSn7?0.2合金的損傷面積和損傷體積分別為CuNi6Sn6合金的1.438倍和2.112倍。對于QSn7?0.2合金來說，經過滲碳處理后其磨損總面積增大了19.59%，其損傷總體積減小了31.26%。對于CuNi6Sn6合金來說，經過滲碳處理后其磨損總面積減小了10.64%，其損傷總體積減小了38.90%。

對磨材料未滲碳處理的QSn7?0.2合金的磨損機理主要為磨粒磨損，伴隨著輕微黏著磨損。未滲碳處理的CuNi6Sn6合金的磨損機理主要為點蝕磨損，伴隨著少量磨粒磨損。對磨材料經滲碳處理后QSn7?0.2合金材料的磨損機理為剝層磨損，并伴隨輕微的黏著磨損和磨粒磨損。對磨材料經滲碳處理后CuNi6Sn6合金的磨損機理主要為膠合磨損，伴隨黏著磨損及少量磨粒磨損。無論滲碳與否，均伴隨有氧化磨損。經滲碳處理后，其氧元素的質量分數減少了57.26%～67.92%；材料的轉移率大幅提升，鐵元素的質量分數增大了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

山西省重點研發計劃國際科技合作項目（201903D421035）

Fund：Shanxi Provincial Key R & D Program International Science and Technology Cooperation Project (201903D421035)

徐少男（1997—），男，碩士生，主要研究方向為材料的摩擦磨損。

樊文欣（1964—），男，博士，教授，主要研究方向為滑動軸承技術。

FAN Wen-xin (1964-), Male, Doctor, Professor, Research focus: sliding bearing technology.

徐少男, 樊文欣, 李睿林. 磨材料經滲碳處理對襯套材料磨損性能的影響[J]. 表面技術, 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.

責任編輯：彭颋