高强韧铸态QT800-5球墨铸铁的磨损性能

Wear resistance of as-cast QT800-5 ductile iron with high strength and toughness

摘要

采用Si、Cu、Ni、Mo和Sn复合合金化制备了高强韧铸态QT800-5球墨铸铁。借助高温摩擦磨损实验机（HT-1000）系统研究了法向载荷、滑动速度和环境温度对其耐磨性能的影响，使用扫描电镜（SEM）及3D光学轮廓仪表征分析磨痕表面形貌。实验结果表明：法向载荷、滑动速度和环境温度对应的最大磨损速率分别为16.25×10^-6、19.23×10^-6 mm³·m^-1和55.54×10^-6 mm³·m^-1，该材料在室温25 ℃且较低法向载荷和滑动速度下呈现良好的耐磨性。法向载荷和滑动速度作用下的主要磨损机制为黏着磨损，而环境温度作用下的磨损机制为氧化磨损和黏着磨损，并伴随轻微的磨粒磨损。

Abstract

As-cast QT800-5 ductile iron with high strength and toughness is prepared by composite alloying of Si， Cu， Ni， Mo and Sn in this study. The effects of mechanical properties， normal load， sliding speed and ambient temperature on the wear resistance are systematically investigated by means of high temperature friction and wear tester （HT-1000）. Meanwhile， the microstructure and morphology of wear surface are characterized and analyzed by scanning electron microscope （SEM） and 3D optical profiler. The experimental results show that the maximum wear rates corresponding to normal load， sliding speed and ambient temperature are 16.25×10^-6， 19.23×10^-6 mm³·m^-1 and 55.54×10^-6 mm³·m^-1， respectively. The as-cast QT800-5 ductile iron shows good wear resistance at room temperature of 25 ℃ and low normal load and sliding velocity. The main wear mechanism under normal load and sliding velocity is adhesive wear， while the wear mechanism under ambient temperature is oxidative wear and adhesive wear， accompanied by mild abrasive wear.

Graphical abstract

关键词

铸态QT800-5 / 复合合金化 / 磨损性能 / 磨损机制

Key words

as-cast QT800-5 / compound alloying / wear resistance / wear mechanism

球墨铸铁具有较高力学性能及低成本等优点，在新能源汽车、风力发电、轨道交通、石油化工等领域^［1-4］具有重要的应用潜力，成为不可或缺的工程材料。传统球墨铸铁由于存在强度和伸长率相悖的缺点，如高牌号珠光体球墨铸铁的抗拉强度可达800 MPa，但其断后伸长率仅为2%左右；与之相反，低牌号铁素体球墨铸铁的断后伸长率可达22%，但强度仅为350 MPa左右。传统球墨铸铁不协调的强韧性已不能满足高端制造业对力学性能和耐磨性能的要求^［5］。如何在铸态条件下获得综合性能优良的新一代球墨铸铁以扩大其应用范围，引起了业界的广泛关注。

传统球墨铸铁可通过常规热处理工艺调控基体组织以协调其强韧性能。例如，（1）部分奥氏体化正火可获得铁素体+珠光体球墨铸铁^［6］。（2）调质处理（部分奥氏体化淬火+高温回火）可得到铁素体+回火索氏体球墨铸铁^［7］。（3）双相等温淬火处理可得到铁素体+奥铁体球墨铸铁^［8］。此外，可借助表面改性技术（热喷涂和激光熔覆）提高其耐磨性能^{［9- 10］}。但热处理及表面改性工艺存在成本高、能耗大和环境污染等缺点。与传统球墨铸铁调控强韧性能的工艺相比，新型高强韧铸态球墨铸铁具有明显的成本与环保优势，但目前鲜见高强韧铸态球墨铸铁耐磨性能研究的报道。

本工作在普通黏土砂造型工艺条件下，优化化学成分设计，利用Si、Cu、Ni、Mo和Sn复合合金化，并采用强化孕育处理技术成功制备了高强韧铸态QT800-5球墨铸铁。以此为研究对象，系统研究了法向载荷、滑动速度和环境温度下的干滑动磨损行为，并探讨其磨损机理，为铸态QT800-5球墨铸铁的潜在应用提供技术支撑。

1 实验材料与方法

1.1 球墨铸铁制备工艺

铸态QT800-5球墨铸铁的化学成分（质量分数）：C 3.4%~3.8%，Si 2.3%~2.8%，Mn<0.3%，P<0.04%，S<0.02%，Cu 0.5%~1.2%，Ni 0.5%~1.0%，Mo<0.25%，Sn<0.025%，Fe余量。使用优质生铁Q12（FeC4.2Si1.2Mn0.18P0.05S0.018Ti0.08）、优质碳素废钢及回炉料为原材料，采用FeSi75、电解铜和电解镍板调整化学成分。工频感应电炉熔化后过热至1600 ℃左右，随后静置7~10 min至1520 ℃出炉，包底加入0.5%FeSi75进行初次孕育。采用喂丝法（球化丝Φ13 mm FeSi45Mg30Ba1.5Ca2.5，孕育丝Φ13 mm FeSi70Ba4.5Ca1.5）进行球化处理，随后使用0.3%硅钡铁合金（FeSi36Ba30Al2.7）和0.02%Sn进行转包孕育处理。浇注期间采用0.1%~0.2%硅铋铁合金（FeSi68Bi1.2Al1.3Ca1）进行随流孕育处理。

1.2 实验方法

1.2.1 磨损实验

使用球-盘式高温摩擦磨损试验机（HT-1000）进行干滑动磨损实验（图1），上试样（摩擦副）为Φ6 mm Al₂O₃球，于球墨铸铁Y型试块底部加工圆盘状Φ27 mm×3.8 mm下试样。磨损实验工艺参数：（1）法向载荷为5、10、15 N和20 N，其中环境温度为25 ℃，滑动速度0.2 m·s^-1，磨痕直径为6 mm，持续时间40 min。（2）滑动速度为0.1、0.2、0.3 m·s^-1和0.4 m·s^-1，其中法向载荷为15 N，环境温度为25 ℃。（3）环境温度为25、50 ℃和100 ℃，其中法向载荷为15 N，滑动速度为0.2 m·s^-1。依据磨损实验方法标准（GB/T 12444—2006），通过计算磨痕上3个不同位置的平均宽度来测量磨损量。测试3个平行样品，以验证结果的重复性。

1.2.2 基体组织和磨痕形貌表征

采用光学显微镜（OM，NIKON MA100）和场发射扫描电子显微镜（SEM，JSM-7500F）对铸态QT800-5球墨铸铁进行显微组织分析。使用扫描电子显微镜观察不同工艺参数下的磨损表面形貌，借助3D光学轮廓仪（ST400）对磨痕表面进行轮廓分析。

2 结果与分析

2.1 显微组织及力学性能

铸态QT800-5球墨铸铁的石墨形态、石墨粒径分布，基体组织及珠光体片间距如图2所示。借助IPP（Image-Pro Plus）图像分析软件进行统计，石墨球化率高达92%，石墨球平均直径\overline{d}为15.3 μm，石墨球数达到420个·mm^-2。基体组织中珠光体和铁素体的含量分别为88%和12%，珠光体片间距约为0.28 μm。力学性能测试其抗拉强度为843 MPa，屈服强度为577 MPa，断后伸长率为6.3%，硬度为263HB，呈现较好的综合力学性能。铸态球墨铸铁的高强韧性能归结为：（1）合适的珠光体铁素体比例，约为9∶1；（2）Si、Cu、Ni、Mo合金元素的固溶强化；（3）强化孕育处理引起的细晶强化。

2.2 耐磨性能

2.2.1 磨损速率

图3为不同工艺参数下铸态QT800-5球墨铸铁磨损速率的变化。由图可知，磨损速率随法向载荷增加而增加（图3（a）），当法向载荷小于15 N时磨损速率变化不明显，但20 N时磨损速率大幅增加至16.25×10^-6 mm³·m^-1。磨损速率随滑动速度增加呈增大趋势，在0.4 m·s^-1时磨损速率为19.23×10^-6 mm³·m^-1（图3（b））。磨损速率随环境温度升高急剧增大，在100 ℃时磨损速率达到55.54×10^-6 mm³·m^-1（图3（c））。由此可见，在室温（25 ℃）时铸态QT800-5球墨铸铁在较低法向载荷（<10 N）和滑动速度（0.2 m·s^-1）下磨损速率较小，呈现出良好的耐磨性能，但环境温度升高会一定程度上降低其耐磨性能。

2.2.2 磨损表面SEM形貌

图4为铸态QT800-5球墨铸铁在不同法向载荷下的磨损表面形貌。由图4（a）可看出，5 N时磨损表面较平整，观察到少许剥落坑和短小沟槽零星分布于磨损表面，磨痕中的石墨球较完整，表面无明显塑性变形。由图4（b）~（d）可看出，当法向载荷超过15 N时，磨痕中石墨球严重变形，在磨痕表面有许多剥落坑，且剥落坑面积随着法向载荷增加而增大，表明该过程中发生了材料转移。

随着法向载荷增大磨损加剧，尤其当法向载荷超过15 N时磨损较严重。当磨损持续进行并达到临界值时，表面会形成疲劳层和微裂纹^［3］，裂纹处的材料从基体中剥离形成含有硬质颗粒的磨屑，同时，表面会形成剥落坑。很显然，高载荷作用下磨屑的犁沟作用较强，剥落坑数量增加。法向载荷作用下的磨损机理以黏着磨损为主。

图5为铸态QT800-5球墨铸铁在不同滑动速度下磨损表面形貌。当滑动速度为0.1 m·s^-1时磨痕表面形成一定数量的剥落坑，存在明显沟槽，如图5（a）所示。当滑动速度超过0.2 m·s^-1时，剥落坑数量增多，沟槽尺寸变小，磨损表面相对平整，如图5（b）~（c）所示。其中，当滑动速度为0.3 m·s^-1时，磨损表面可观察到数量较少的小面积黏附物。当速度增加到0.4 m·s^-1时，磨损表面形成连续的大面积黏附物和氧化层。显然，在该过程中Al₂O₃球和材料之间的黏附力随着滑动速度增加而逐渐增大。这表明在该过程中黏着磨损和微弱的磨粒磨损共存，并开始发生氧化磨损。

在磨损实验过程中摩擦副与球墨铸铁基体之间存在一定黏附力，导致发生明显材料转移。增大滑动速度会使接触面摩擦热产生瞬时高温，在热积累效应作用下使得接触面软化导致材料表面强度降低^［11］，材料发生磨损。随着滑动摩擦进行，摩擦副表面的微凸体逐渐被磨平而形成光滑表面，磨屑的犁沟作用减弱。另外，可以看到在不同滑动速度下均有剥落坑分布在磨痕表面，这是因为材料在犁沟作用和黏附力作用下脱离磨损表面。当材料和摩擦副发生严重的黏附作用时，剪切应力超过了材料的强度，过度的塑性变形导致磨痕表面在滑动方向上形成剥落坑。滑动速度作用下主要的磨损机制为黏着磨损。

图6为铸态QT800-5球墨铸铁在不同环境温度下磨损表面形貌。环境温度较低（25 ℃）时，滑动摩擦过程中石墨从基体中挤出并进入接触面形成润滑层。此时基体硬度较高，形成的磨屑尺寸较小，对基体的切削作用较小，形成细小沟槽。当环境温度超过50 ℃时（图6（a）），在滑动摩擦过程中由于热积累效应和环境温度升高引起材料硬度降低，磨痕表面出现粗大沟槽，并能观察到连续剥落坑和零星分布的孤岛状黏附物，未发现裂纹存在。当环境温度为100 ℃时（图6（b）），可在磨损表面观察到连续的大面积黏附物及粗大沟槽。

随环境温度升高材料实际硬度较初始硬度有一定程度下降^［12］。此外，在滑动干摩擦过程中接触面周围的温度升高，氧化物很容易形成并破碎成高硬度的磨屑，该过程中氧化层处于不断形成和破坏状态。尽管氧化层能够保护接触表面，但形成的Fe₂O₃磨屑会充当磨料颗粒引起表面的进一步磨损。粗大沟槽表明，磨痕表面经历了严重的塑性变形，在剪切应力和黏附力作用下形成连续的大面积黏附物和氧化层^［13］。温度作用下的磨损机理为黏着磨损、氧化磨损和轻微的磨粒磨损共存。

2.2.3 磨损表面3D形貌

图7为铸态QT800-5球墨铸铁在不同法向载荷下磨痕的三维形貌轮廓图和截面图。由图可知，铸态QT800-5球墨铸铁磨痕的宽度和深度分别从5 N时449.68 μm和0.26 μm增至20 N时567.31 μm和0.94 μm。其中，当法向载荷超过15 N，磨痕深度由15 N时0.54 μm 迅速上升至20 N时0.94 μm，而对应的宽度并未急剧增长，分别为542.24、567.31 μm。

磨损速率随法向载荷增加呈上升趋势，当法向载荷超过15 N时，磨痕宽度、深度及磨损速率大幅增加。其原因在于摩擦力与法向载荷呈非线性关系，法向载荷越大，摩擦力增加越快，导致磨损速率迅速增大。对于球-盘式接触而言，球墨铸铁材料表面和Al₂O₃球之间的接触应力σ和相对位移S可借助Hertz方程计算^［11］：

{\sigma }_{\mathrm{m}\mathrm{a}\mathrm{x}}=\mathrm{0.388}\sqrt[\mathrm{3}]{\frac{P{E}^{\mathrm{2}}}{R^{\mathrm{2}}}}（1）

{\sigma }_{\mathrm{m}\mathrm{a}\mathrm{x}}=\mathrm{1.231}\sqrt[\mathrm{3}]{{\left(\frac{P}{E}\right)}^{\mathrm{2}}\frac{\mathrm{1}}{R}}（2）

式中：P为集中载荷，N·m^-1；E为弹性模量，Pa；R为Al₂O₃球半径，m。经计算，5、10、15、20 N时的接触应力和相对位移分别为990 MPa和0.80 μm、1247 MPa和1.27 μm、1428 MPa和1.67 μm、1572 MPa和2.02 μm。尽管接触应力很高，但磨损速率随法向载荷变化均处于轻度磨损水平，这表明铸态QT800-5球墨铸铁呈现良好的耐磨性能。

图8为铸态QT800-5球墨铸铁在不同滑动速度下磨痕的三维形貌轮廓图和截面图。磨痕宽度和深度分别从0.1 m·s^-1时295.26 μm和0.34 μm增长至0.4 m·s^-1时762.63 μm和1.68 μm。值得注意的是，磨损速率在0.2~0.3 m·s^-1时急剧增加，而0.4 m·s^-1时磨损速率增加幅度降低。出现该现象的原因是由于当滑动速度增加至0.3 m·s^-1时发生较严重的黏着磨损，并且在该过程中的摩擦热和热积累效应会使接触面硬度降低，从而导致严重磨损。而当滑动速度为0.4 m·s^-1时，大量磨屑进入磨痕中，形成氧化层和黏附物，一定程度上阻碍摩擦副与基体接触，具有保护基体和固体润滑作用，磨损速率增大趋势减缓。

图9为铸态QT800-5球墨铸铁在不同环境温度下磨痕的三维形貌轮廓图和截面图。由图可知，铸态QT800-5球墨铸铁磨痕宽度和深度随环境温度上升急剧增加。磨痕宽度由50 ℃时691.93 μm增长至100 ℃时797.10 μm，相应的深度由1.54 μm增长至2.26 μm。25、50、100 ℃时的磨损速率分别为7.27×10^-6、32.77×10^-6、55.54×10^-6 mm³·m^-1。环境温度对铸态QT800-5球墨铸铁强度和硬度影响显著，导致该材料耐磨性能急剧下降。

2.2.4 磨损机制

基于不同工艺参数下的磨痕SEM形貌及3D形貌结果可知，铸态QT800-5球墨铸铁在法向载荷、滑动速度和环境温度作用下的磨痕形貌存在明显差异。对比发现，法向载荷和滑动速度作用下，磨痕中存在少量相对平滑的沟槽，而环境温度作用下在磨痕中存在较多粗大沟槽。主要由于摩擦热和环境温度影响引起基体的硬度降低，导致氧化物颗粒的形成，其中大量氧化物颗粒囿于磨痕中。这些氧化物颗粒被压实，在磨屑的剪切作用下被部分消除，同时新的氧化物颗粒也会进入磨痕，直到足够多的颗粒被限制在磨痕中以形成氧化物层^［14］。

铸态QT800-5球墨铸铁在法向载荷、滑动速度和环境温度作用下的磨损机制可借助图10加以说明。在法向载荷作用下，磨损主要与黏附力有关，磨损机制主要为黏着磨损（图10（a））。对于滑动速度，除黏附力影响之外，摩擦热引起的氧化层也是影响磨损的重要因素，磨损机制呈现为黏着磨损和氧化磨损共存（图10（b））。在环境温度的作用下，存在明显的氧化磨损。此外，在磨损轨迹中可发现连续的大面积黏附物，这表明同时存在黏着磨损，导致附着在摩擦副和样品之间的转移层逐渐变厚^［15］。环境温度作用下的磨损机制主要呈现为氧化磨损和黏着磨损，但同时存在与微切削有关的磨粒磨损（图10（c））。

3 结论

（1）在普通黏土砂铸造工艺条件下，采用复合合金化及强化孕育处理技术实现了高强韧铸态QT800-5球墨铸铁的制备，其力学性能稳定。

（2）铸态QT800-5在室温25 ℃且较低法向载荷和滑动速度下呈现出良好耐磨性能。法向载荷和滑动速度作用下的主要磨损机制为黏着磨损，而环境温度作用下的磨损机制为氧化磨损和黏着磨损并伴随磨粒磨损。

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基金资助

国家自然科学基金(62004144)

国家自然科学基金(62274122)