法向载荷对Fe基块体非晶复合材料摩擦磨损性能的影响*

张 强,李春燕,,李春玲，侯少杰, 陈佳欣, 程志强, 寇生中,

(1. 兰州理工大学 省部共建有色金属先进加工与再利用国家重点实验室, 兰州 730050； 2. 兰州理工大学 温州泵阀研究院, 浙江 温州 325105； 3. 兰州理工大学 机电工程学院，兰州 730050)

0 引 言

按照内部原子结构的排列方式，可以将物质分为晶态物质和非晶态物质以及介于两者之间的准晶态物质[1]。非晶合金是指熔体在较高冷却速率条件下(104～106K/s)没有足够时间进行原子的重新排列从而得到内部结构为长程无序，短程有序的新兴材料[2]。自20世纪30年代，非晶合金以其优异的性能，激发了科研工作人员和企业家的浓厚兴趣和探索热忱。随着近些年对非晶合金的深入研究，发现其在军工企业、航空航天、精密仪器、生物医疗工程应用等领域具备良好的发展前景[3]。与此同时相较于同成分传统晶态合金而言，块体非晶合金(bulk metallic glasses, BMGs)具有较优的综合性能，如高强度、高硬度[4]、良好的耐蚀性能[5]以及极佳的耐摩擦磨损性能[6]，以致其在近数十年来在受到科研者们的关注[7]。

相对于其他非晶合金体系，Fe基非晶合金兼具低成本和高性能优点[8]。目前关于Fe基非晶合金的研究主要集中在非晶形成能力、制备工艺以及力学性能。而作为材料失效的3大主要形式之一，摩擦磨损的关注度相对来说较低。Kwon等[9]利用放电等离子烧结技术制备了具有不同非晶含量的Fe基块体非晶合金，最终结果表明，不同试样的摩擦系数均呈现先降低再逐渐达到稳定的趋势；然磨损率随着非晶含量的增加先降低后增加，且磨损率在非晶相含量为90%时达到最低。Dharma等[10]通过微合金化法控制Fe50-xCr15Mo14C15B6Erx(x=0, 1, 2%)中Er元素的含量，发现3种含量下的Er元素的Fe基块体非晶合金均呈现出宽泛的、典型的非晶“馒头峰”。随后在室温和施加载荷为1.3 N 条件下检测了块体样品的摩擦磨损性能，发现随着Er元素的增加，试样在额定的滑动行程之下，其磨损量逐渐降低，并提出微量合金化法可以显著改善非晶合金的摩擦磨损性能。晁月盛[11]等研究Fe块体基非晶合金(Fe41Co7Cr15Mo14C15B6Y2)在室温大气环境中的干摩擦性能时发现，随着载荷的逐渐增大，其磨损量和摩擦系数均呈现先增加后减小的趋势。其中在施加载荷为50 N时，两者均出现最大值。综上所述，材料的物相组成和实验条件会对试样的摩擦磨损性能造成较大的影响。

据不完全统计，全世界有70%～80%的机器和零件等关键部位是因为磨损而失效乃至最终报废，造成了难以估量的经济损失。由此可知，摩擦磨损性能作为工程材料应用于实际工况之前必须要考虑到的首要因素。而试样本身(如非晶相含量和硬度等)和服役环境(如环境温度、零件运转所需载荷以及滑动行程)都会对试样的摩擦磨损性能造成巨大的影响。因此改善目前的摩擦磨损现状，研究其解决方法势在必行。本文通过以15 mm×10 mm×3 mm的Fe基块体非晶复合材料作为研究对象，利用高速往复摩擦磨损试验仪，研究了法向载荷对Fe基块体非晶复合材料(Fe-based bulk metallic glass composites，BMGCs)摩擦磨损性能的影响并绘制了相对应的摩擦磨损机理图。

1 实 验

按照名义成分((Fe0.5Ni0.2)61Cr9Co6Si1.5B17.5Nb5)准备合金所需纯度为>99.95%的块体金属，随后进行机械打磨、酒精清洗和室温烘干。在高纯氩气的氛围下利用水冷铜坩埚悬浮熔炼炉制备铸锭，将合金锭反复熔炼3遍使其内部成分充分混合均匀后，利用铜模吸铸法获得Fe基块体非晶复合材料。然后通过电火花线切割机得到规定尺寸的试验样品。在进行摩擦磨损实验之前，首先用260、600、1 000、1 500#的砂纸将样品表面进行打磨，随后用抛光机进行抛光，以保证获得相同的粗糙度。摩擦磨损实验采用MFT-R4000高速往复摩擦磨损试验机对试样就行摩擦磨损性能的检测与表征，其中对磨球为直径6 mm的GCr15钢球。具体的实验条件：室温条件、标准大气压以及干摩擦。此外实验中所选取的法向载荷分别为2、5和10 N。为提高实验数据的可重复性，每组参数下的实验重复做3次，最后求其平均值作为最终实验结果。

采用日本理学公司(Rigaku)生产的D/max-2400X射线衍射仪对所制备的试样进行结构分析与表征。测试时采用铜靶Kα辐射，扫描角度为20～80°，扫描速度为2°/min，步长为0.01°，管电压为50 kV。试样的显微硬度采用HV-1000显微硬度仪来测量，测量时所施加的载荷为200 g，保载时间为15 s，测试前需将试样表面磨平并抛光。测量时在试样表面选取平均分布的5个不同位置点进行测量并求其平均值作为最终显微硬度值。不同载荷下所获得的试样的摩擦磨损形貌由FEI Quanta 450 FEG扫描电子显微镜来进行观察。利用LSM 800激光共聚焦配套的光聚焦显微镜得到三维形貌图，并利用所得到的数据根据公式(1)来计算磨损体积，其中，L、b、h分别为磨痕的长度、宽度和深度[2]，单位均为mm。

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2 实验结果与分析

2.1 Fe基块体非晶复合材料物相结构表征

Fe基块体非晶复合材料的XRD衍射图谱如图1所示。从图中可以清楚地观察到，试样的XRD衍射图在2θ=40～60°之间，出现了较明显的晶体衍射峰且晶体峰之间存在明显的宽范趋势，说明试样是由晶体和非晶相复合而成，其中晶体相成分主要为Fe0.64Ni0.36。通过Jade软件对图谱进行双峰拟合可得试样中的非晶相含量约为55.65%。经铜模吸铸法获得的(Fe0.5Ni0.2)61Cr9Co6Si1.5B17.5Nb5合金具有较低的非晶含量，这主要是由于：一方面Fe基非晶合金的非晶形成能力相对较差；另一方面主要是因为铜模吸铸法冷却速率较低，无法达到该体系的临界冷却速率[12]。

图1 Fe基非晶块体复合材料XRD衍射图Fig.1 XRD spectra of Fe-based BMGCs

2.2 Fe基块体非晶复合材料显微硬度测试

对Fe基块体非晶复合材料和相应成分的晶态材料进行显微硬度测试，硬度计压头位置分布图及硬度值如图2所示。图中黑色圆柱和深蓝色板片状分别代表晶态材料和非晶复合样品，将试样延横向切开并打磨抛光，等间距取5个数据点进行测试(如图2(a)所示，其中第1和第5个数据点分别位于试样两端)，实验数据如图2(b)所示。从图2(b)图中可以明显观察到Fe基块体非晶复合材料的平均硬度(833.67HV0.2)明显高于晶态材料(628.62HV0.2)。在进行硬度检测时，探头接触试样会出现以下两种情况[13]：(1)当探头接触试样的晶体相时，硬度值较低；(2)当探头出现在非晶体区域之时，硬度值较高。Fe基块体非晶复合材料的硬度波动幅度较大，这主要是由于试样内部成分分布极不均匀所导致。与此同时发现非晶合金的微观硬度值与其冷却速度存在紧密的关联。据研究表明，非晶合金含量主要与非晶合金体系本身所具备的非晶形成能力和冷却速率有关，而在本文中非晶合金成分固定，故与试样的冷却速率密切有关[14]。在Fe基块体非晶复合材料制备过程中，由于铜模边缘部分的激冷能力明显高于中心部位的激冷能力，使得边缘部分存在较高的非晶含量，因此表现为较高的显微硬度值。

2.3 Fe基块体非晶复合材料摩擦磨损性能表征

2.3.1 法向载荷对摩擦系数和磨痕截面轮廓的影响

摩擦系数(coefficient of friction，COF)作为评价材料摩擦磨损性能及分析摩擦磨损失效原因与解决措施的重要指标[15]。图3所示为载荷为2 N和10 N时摩擦系数随时间的变化曲线图和磨痕截面曲线图，发现施加载荷时，摩擦系数在初始阶段发生了较大的波动，表明试样处于剧烈磨损阶段(即属于典型的跑和磨损阶段)；随着滑动时间的延长，试样与摩擦副表面的微凸体逐渐被磨平，试样开始进入稳定磨损阶段且实时摩擦系数也开始趋于稳定状态。当处于稳定阶段时，试样在2 N和10 N时的摩擦系数最终分别为0.45±0.1和0.33±0.1。与此同时可知载荷为10 N时的摩擦系数在较短时间内便达到了稳定状态，表明摩擦系数的波动对载荷较为敏感。此外，研究表明摩擦系数的稳定性与材料的长期服役性能之间的关联性较为紧密，即稳定性越好，材料本身所具备的耐摩擦磨损性能更为优异[16]。另外从图3(b)、(c)可知经磨损之后的磨痕截面轮廓曲线，随着载荷的逐渐增大，磨痕的宽度越来越宽且磨痕的深度也呈增大趋势，由2 N时的6 μm增加至10μm；此外两种载荷之下的磨痕面积分别为711、3678 μm2，进一步说明载荷对材料的摩擦磨损性能具有较大的影响。

图2 硬度计压头探头位置分布图(a)及硬度值(b)Fig.2 Distribution diagram of (a) indenter position and (b) hardness

图3 载荷为2 N和10 N下的COF图(a)和磨痕截面曲线图(b)(c)Fig.3 (a) COF diagram and section curve of wear mark under (b) 2 N and (c) 10 N loads

2.3.2 法向载荷对磨损体积与表面粗糙度的影响

图4所示为根据方程(1)计算的Fe基非晶块体复合材料的磨损体积和所测粗糙度值分布图。从图中可以观察到，随着载荷的逐渐增大，试样的磨损体积量渐趋增加。表明在实验条件之下，对试样所施加的载荷越大，试样的磨损体积越大，磨损程度越发严重。经激光共聚焦光学显微镜可观测到Fe基块体非晶复合材料分别在不同载荷下磨损表面的粗糙度随着载荷的增大先降低后迅速增大。相比于试样表面粗糙度，磨损体积的变化较为显著，说明该试样的磨损量对于载荷的变化较为敏感[17]。

图4 载荷为2 N、5 N、10 N时的磨损体积和粗糙度Fig.4 Wear volume and roughness at 2 N, 5 N and 10 N loads

2.3.3 载荷对微观形貌的影响

当施加载荷时，试样表面在摩擦副往复作用下出现了大量且平行于摩擦磨损方向的划痕，表明试样表面发生了一定程度的磨粒磨损(如图5(a)(c)形貌图所示)。相比于载荷为2 N时，10 N之下的试样表面磨痕明显加深且数量进一步增加。另外Guo[18]等发现涂层在摩擦磨损过程中发生了氧化反应，即金属表面合金元素与空气中的氧气结合生成了金属氧化物，而本文中同样也存在这样的现象。试样在GCr15钢球摩擦作用下，会产生大量的摩擦热，使得试样表面合金元素与氧气发生反应从而生成表面氧化物。为了进一步表征试样表面的元素分布，利用电子探针对试样进行了面扫描，扫描结果如表1所示。由于仪器本身局限性，试样表面并未检测到B元素的分布。此外从实验数据还可以观察到，相比于高载荷，低载荷时的氧元素含量明显降低，表明试样发生了轻微的氧化行为。与此同时当试样表面法向载荷为10 N时，出现了一定数量的剥落坑，这主要是疲劳磨损所致(如图5(c)橙色箭头所示)。为了进一步表征载荷对试样摩擦磨损性能的影响，本文中还对摩擦副的形貌进行了观察。结果表面摩擦副表面发生了一定程度的磨损，进一步说明摩擦过程中发生了磨粒磨损；从GCr15钢球的磨斑尺寸也同样发现外界载荷会对材料的摩擦磨损性能造成巨大的影响。

当对磨件在试样表面进行往复摩擦时，由于对磨球具有较高的硬度值(65HR)，因此首先会在试样表面出现清晰可见的划痕，即磨粒磨损。随着摩擦过程的进一步进行，试样表面微凸体和摩擦副之间的接触面积逐渐加剧，具体表现为 “闪温”的发生[19]，“闪温”现象会使得试样表面合金元素和空气中的氧元素发生化学反应生成黑色的表面氧化物(如图6 Cross-Sectional黄色方框所示)，即氧化磨损。这两种机制的存在往往会使得试样表面变得凹凸不平，导致摩擦系数的剧烈波动。以磨粒磨损为例，当磨屑进入磨痕内部，一方面形成润滑效果，使得摩擦系数降低；另一方面硬质颗粒的卷入，对试样表面的损坏进一步增强，使得摩擦系数回升。此外随着载荷的进一步增加，试样表面逐渐出现了一定数量的剥落坑(如图5(c)橙色箭头所示)，说明发生了以剥落为特征的疲劳磨损，使试样表面遭受了更加严重的破坏[20]；此外在摩擦过程中由于热量的持续产生，使得高载荷之下的氧化磨损更为强烈，这也可以从表1数据得知；另外由于载荷的增大，也使得磨痕深度和宽度越来越大，进一步表明载荷在材料的摩擦磨损性能方面扮演着非常重要的角色。

表1 载荷为2 N和10 N时试样表面(图5(a)(c)绿色方框)元素分布Table 1 Element distribution on the sample surface (green box in Fig. 5 (a), (c) when the load is 2 N and 10 N

图6 磨损机理图(a)2 N(b)10 NFig.6 Wear mechanism diagram: (a) 2 N; (b) 10 N

2.3.4 摩擦磨损机理分析

3 结 论

(1)经水冷铜模吸铸法所制备的Fe基块体非晶复合材料由于自身非晶形成能力和冷却速率的不足，使得该块体合金由55.65%的非晶相和以Fe0.64Ni0.36为主的晶体相组成。

(2)相比于同成分的传统晶态材料(628.62HV0.2)，Fe基块体非晶复合材料具有较高的平均显微硬度(833.67HV0.2)，表明具有较优的耐摩擦磨损性能。

(3)Fe基块体非晶复合材料的摩擦系数呈现为先增加后趋于稳定的状态。随着载荷的增大，Fe基块体非晶复合材料磨损量和磨痕宽度都逐渐增大，然而粗糙度先降低后增加。此外试样磨损机制由低载荷下的磨粒和氧化磨损逐渐演变为高载荷之下的磨粒、氧化以及疲劳3种磨损机制共存。