0. 引言

鎳基高溫合金在650~1000℃高溫下具有良好的力學性能和耐腐蝕性能等,廣泛應用于航空航天、石油化工、冶金、船舶等領域[1-4]。隨著科技快速發(fā)展,各零部件的工作環(huán)境愈加惡劣,對材料性能的要求也愈加苛刻[5-6],如應用于海洋鉆井平臺、高溫爐具、高溫高負荷結構件等時不僅要具有良好的抗高溫蠕變、氧化性能,還要在寬溫域條件下具有良好的摩擦學性能。

合金化是提高材料性能的一種有效方法,其中,稀土元素的添加可以有效細化晶粒、凈化組織、增強固溶強化和彌散強化效果,進而提高材料的力學性能[7-9]。研究[10-11]表明,稀土可以使金屬及合金在高溫環(huán)境下表現(xiàn)出更加優(yōu)秀的力學性能和摩擦學性能。宣天鵬等[12]研究發(fā)現(xiàn),向真空熔結鎳基合金涂層中加入稀土釔可細化涂層組織中的球狀相,進而有效提升硬度及摩擦磨損性能。熊黨生等[13]使用粉末冶金熱壓燒結法制備了不同LaF3含量的Ni-Cr-Mo-A1-Ti-B-LaF3系寬溫域自潤滑合金,結果表明,隨著LaF3添加量增加,合金的力學性能降低而減摩耐磨能力提高,這源于高溫（400~700℃）下摩擦時合金表面氧化物和鑭化合物及對偶表面轉移膜中氧化物與復合氧化物的協(xié)同作用。劉傳惠等[14]采用化學復合鍍法在0Cr18Ni9Ti不銹鋼表面鍍覆Ni-Re-P/（CaF2+Al2O3）和Ni-P/（CaF2+Al2O3）兩種鍍層,結果表明,兩種鍍層的耐磨性相比基體均顯著提升,而添加稀土錸鍍層的耐磨性相比未添加錸時顯著提升。盧鈴[15]研究發(fā)現(xiàn),添加稀土鈰元素可以使Fe-20Ni-xMn-3.5C-2.5Si合金中的石墨球化,大幅提高力學性能,同時鈰元素還可以促進Fe1.1Mn3.9C2型碳化物生成,提高材料耐磨性。目前用于強化高溫合金的稀土元素主要有鈰、鑭和釔元素[16],其中釔對合金的改性效果顯著,極微量的添加便可以改善合金的抗氧化性能[17-18]、摩擦磨損性能、抗蠕變性能[19]和持久性能[20-21]等。但是,有關稀土釔改性鎳鉬合金的研究尚未見系統(tǒng)報道。

為此,作者基于“材料素化”原則,制備了不同釔含量的Ni-Mo-Y合金,研究了其顯微組織、物相組成、力學性能和不同溫度下的摩擦磨損性能,以期為素化新材料的研發(fā)提供一定的數(shù)據(jù)支撐與理論基礎。

1. 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗原料包括鎳粉（粒徑為58μm、純度為99.96%）、鉬粉（粒徑為48μm、純度為99.9%）和釔粉（粒徑為58μm、純度為99.95%）。按照表1成分計算各原料配比,采用精度為0.01g的YP1002-20002型普通電子精密天平稱取原料,在SHB型三維混料機中機械混合4~5h后,裝入預先在內(nèi)壁鋪有石墨紙且內(nèi)腔尺寸為?25mm×50mm的石墨模具中,再置于SPS-20T-10型熱壓燒結爐,于溫度1000~1200℃、壓力20~35 MPa下燒結,保溫5~10min后隨爐冷卻。

1.2 試驗方法

制取金相試樣,依次用180#,400#,600#,800#,1000#SiC砂紙打磨,用無水乙醇超聲清洗,用粒徑3μm金剛石懸浮液與0.05μm Al2O3懸浮液拋光,最后用5mL HCl+5mL H2O2+3mL H2O+3g FeCl3溶液腐蝕,采用FCM5000W型光學顯微鏡（OM）觀察顯微組織。采用阿基米德法測試密度。

采用HBS-300型布氏硬度計測試硬度,載荷為1875 N,保載時間為30s,測5次取平均值。根據(jù)GB/T 14994—2018,制取尺寸為?5mm×10mm的壓縮試樣,采用CMT5205型微機控制電子萬能試驗機進行壓縮試驗,壓縮速度為0.1mm·min−1,測3次取平均值。根據(jù)GB/T 40398.1—2021,采用HT-1000型球盤式高溫摩擦試驗機進行摩擦磨損性能測試,對磨件為直徑6mm的Si3N4陶瓷球試樣,盤試樣為試驗合金試樣,尺寸為?25.0mm×3.5mm,其表面用200#,400#,600#,800#,1000#SiC砂紙逐級打磨,乙醇超聲清洗后吹干備用；摩擦試驗載荷為5 N,旋轉頻率為9.55Hz,磨損時間為30min,磨斑半徑為4mm,試驗溫度分別為常溫（RT）以及200,400,600,800℃,測2次取平均值；由試驗機配套的計算機自動記錄摩擦因數(shù),采用MicroXAM-800型非接觸式光學輪廓儀測試磨痕輪廓,計算體積磨損率,計算公式為

式中：W為體積磨損率；V為磨損體積；F為摩擦載荷；L為對磨件相對試樣的位移。

采用D/max-2400型X射線衍射儀（XRD）進行物相分析,銅靶,Kα射線,掃描速率為2（°）·min−1,掃描范圍為10°~90°。采用Quanta450-FEG型掃描電鏡（SEM）觀察微觀形貌及摩擦磨損形貌,并使用配套的能譜儀（EDS）分析微區(qū)成分。采用LabRAM HR Evolution型顯微共焦拉曼光譜儀對磨痕內(nèi)外表面進行拉曼光譜測試,激光波長為532nm。

2. 試驗結果與討論

2.1 顯微組織與物相組成

由圖1可見：不同釔含量Ni-Mo-Y合金均主要由奧氏體組成,組織均勻無明顯缺陷及夾雜物；隨著釔含量增加,合金的晶粒逐漸細化,孿晶逐漸形成,析出相數(shù)量逐漸增多；當釔含量（質量分數(shù),下同）為1.5%時,合金顯微組織細小均勻,當釔含量達到2.5%時,析出相明顯增加且存在少量聚集。

圖 1不同釔含量Ni-Mo-Y合金的顯微組織

Figure 1.Microstructures of Ni-Mo-Y alloys with different Y content

由圖2可見：不同釔含量Ni-Mo-Y合金物相均主要包括鉬/鎳固溶體相、析出相及少量氧化物。這說明在燒結成形過程中發(fā)生了鉬固溶、新相析出和少量的氧化反應,這也證實了合金形成過程中發(fā)生了局部微熔池的冶金反應,即獲得了組織致密的Ni-Mo-Y合金材料。

圖 2不同釔含量Ni-Mo-Y合金的XRD譜

Figure 2.XRD patterns of Ni-Mo-Y alloys with different Y content

2.2 力學性能

含釔試驗合金的理論密度計算公式為

式中：ρ0為試驗合金理論密度；A為合金中鉬的質量分數(shù)；B為合金中釔的質量分數(shù)。

由表2可見：隨著釔含量增加,Ni-Mo-Y合金的理論和實測密度均減小,這是因為釔元素密度小于鎳、鉬元素密度；釔含量一定時,實測密度大于理論密度,由于燒結時合金發(fā)生了固溶強化,而理論密度計算公式中未考慮復合過程中的冶金熔合與固溶；隨著釔含量增加,Ni-Mo-Y合金的硬度和屈服強度均增大,但增幅放緩,這是因為當釔含量較高時,合金晶粒細小,逐漸出現(xiàn)大量孿晶,析出相均勻細小,這些均有利于提高其力學性能；當釔含量達到2.5%后合金中析出相的聚集及少量氧化物的形成使得晶界強度有所下降,導致力學性能提升變緩。

綜上可得,當釔含量為1.5%時,合金組織均勻致密,晶粒細小,硬度與屈服強度較高,故選取釔含量為1.5%的Ni-Mo-Y合金用于摩擦磨損性能測試。

2.3 摩擦磨損性能

由圖3可見：室溫和200℃下,1.5%釔含量Ni-Mo-Y合金的摩擦因數(shù)波動幅度較大,溫度升至600,800℃后,摩擦因數(shù)及其波動幅度明顯減小。由表3可見：隨著試驗溫度升高,Ni-Mo-Y合金的平均摩擦因數(shù)呈現(xiàn)先減小后增大的趨勢,室溫下最大,600℃下最小,體積磨損率呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢,室溫下最小,溫度由400℃升至600℃時快速下降。在600,800℃下的Ni-Mo-Y合金摩擦因數(shù)和體積磨損率較小,表現(xiàn)出較優(yōu)的摩擦磨損性能。

圖 3不同溫度下含1.5%釔Ni-Mo-Y合金的摩擦因數(shù)曲線

Figure 3.Friction factor curves of Ni-Mo-Y alloy with 1.5% Y at different temperatures

由圖4可見：室溫下摩擦磨損后,含質量分數(shù)1.5%釔Ni-Mo-Y合金表面磨痕窄而淺、深淺均勻；在200,400℃下摩擦磨損后,磨痕寬而深、深淺不一致,這是由于在該溫度范圍內(nèi)合金發(fā)生韌性-脆性轉變,整體強度下降；在600,800℃下摩擦磨損后,磨痕較窄較淺,且表面相對平整,無明顯凹凸不平現(xiàn)象。

圖 4不同溫度下摩擦磨損后含1.5%釔Ni-Mo-Y合金的磨痕輪廓三維形貌

Figure 4.Three dimensional morphology of abrasive contour of Ni-Mo-Y alloy with 1.5% Y after friction and wear at different temperatures

由圖5可見：在室溫和較高溫度（600,800℃）下摩擦磨損后,Ni-Mo-Y合金表面磨屑較少,在200,400℃下摩擦磨損后,磨痕區(qū)較寬且磨屑較多。隨著溫度升高,Ni-Mo-Y合金表面的氧化程度增大：在室溫和較低溫度（200,400℃）下,磨痕區(qū)域內(nèi)富集大量的氧元素,而鎳和鉬元素含量比相鄰非磨痕區(qū)少,這說明此溫度下磨痕區(qū)氧化物并未形成致密完整的膜層；當溫度達到600,800℃時,磨痕區(qū)及相鄰非磨痕區(qū)內(nèi)均富集了大量氧元素,同時磨痕區(qū)內(nèi)鎳和鉬含量增加,尤其在800℃下磨痕區(qū)內(nèi)鎳、鉬、釔含量要高于非磨痕區(qū),只有溫度升高到一定值后,摩擦表面才能形成相對致密且完整的氧化物膜層,該膜層具有較好的潤滑性能,使合金獲得良好的高溫摩擦磨損性能。

圖 5不同溫度下摩擦磨損后含1.5%釔Ni-Mo-Y合金的面掃描位置和結果

Figure 5.Surface scanning positions (a, f, k, p, u) and results (b–e, g–j, l–o, q–t, v–y) of Ni-Mo-Y alloy with 1.5% Y after friction and wear at different temperatures: (b, g, l, q, v) Ni distribution; (c, h, m, r, w) Mo distribution; (d, i, n, s, x) Y distribution and (e, j, o, t, y) O distribution

由圖6可見：不同溫度摩擦磨損后磨痕區(qū)表面的主要物相為鎳鉬固溶體、NiMoO4、Y2O3和NiO,當溫度升至600,800℃后還出現(xiàn)了MoO2和MoO3。在較高溫度下摩擦表面不僅形成了鎳、鉬和釔氧化物,還生成了明顯的鉬酸鹽,氧化物及鉬酸鹽形成了相對致密且完整的潤滑膜層,這也是Ni-Mo-Y合金在較高溫度下表現(xiàn)出較低摩擦因數(shù)和體積磨損率的原因。

圖 6不同溫度下摩擦磨損后含1.5%釔的Ni-Mo-Y合金磨痕區(qū)的XRD譜

Figure 6.XRD pattern of abrasive zone in Ni-Mo-Y alloy with 1.5% Y after friction and wear at different temperatures

由圖7可見：室溫下摩擦磨損后的Ni-Mo-Y合金磨痕區(qū)內(nèi)形成少量NiO,而磨痕區(qū)外無氧化物產(chǎn)生；溫度升至400℃后,磨痕區(qū)內(nèi)形成MoO2、NiO和少量NiMoO4,這些氧化物可以起到一定的潤滑作用；當溫度升至600,800℃后,磨痕內(nèi)外拉曼譜峰一致性較好,說明均出現(xiàn)了大量由高溫氧化生成的鎳鉬氧化物且氧化物成分一致；600℃下磨痕內(nèi)外均出現(xiàn)大量的MoO2和少量的MoO3、NiO和NiMoO4,800℃下磨痕內(nèi)外則出現(xiàn)了大量的NiMoO4、MoO2和少量的NiO、MoO3。

圖 7不同溫度下摩擦磨損后含1.5%釔Ni-Mo-Y合金表面的拉曼光譜

Figure 7.Raman spectra of friction surface in Ni-Mo-Y alloy with 1.5% Y after friction and wear at different temperatures

在室溫和200℃下摩擦表面主要形成鎳鉬氧化物；溫度升至400℃后除了氧化物外還形成少量的鉬酸鎳,有一定的潤滑作用使得摩擦因數(shù)降低,但無法形成完整致密的膜,且此溫度處于合金韌脆轉變溫度區(qū)間,易形成磨粒磨損,所以體積磨損率較高；溫度繼續(xù)升高至600,800℃后,摩擦表面逐漸形成由鎳鉬氧化物及鉬酸鹽構成的完整致密的潤滑膜,減摩效果顯著,且由于稀土釔的晶粒細化、孿晶形成及析出相強化作用,使得合金在高溫下仍保持較高的強度,此時主要以氧化磨損為主。

3. 結論

（1）不同釔含量Ni-Mo-Y合金均主要由奧氏體組成,組織均勻致密；隨著釔含量增加,合金晶粒發(fā)生細化,孿晶逐漸形成,析出相數(shù)量增加,合金的密度減小,硬度和屈服強度均增大且增幅放緩,當釔含量為1.5%時細化改性效果最好,釔含量達到2.5%后析出相開始出現(xiàn)聚集。

（2）隨著摩擦溫度在室溫至400℃范圍內(nèi)升高,含1.5%釔Ni-Mo-Y合金的摩擦表面逐漸生成具有潤滑效果的鎳鉬氧化物和少量鉬酸鹽,摩擦因數(shù)減小,但溫度升至400℃時仍未能形成完整致密的膜,磨粒磨損與氧化磨損使得體積磨損率反而增大；摩擦溫度升至600,800℃后,摩擦表面生成大量的NiO、MoO2、MoO3和NiMoO4,尤其是在800℃下形成了完整致密的膜,摩擦因數(shù)和體積磨損率顯著減小,高溫條件下Ni-Mo-Y合金具有更好的摩擦磨損性能。

文章來源——材料與測試網(wǎng)