304L不锈钢管外表Mo合金化改性层组织构造及耐磨性研讨

进步304L不锈钢管外表耐磨性能。办法应用双辉等离子合金化技术,使304L不锈钢管外表构成Mo合金化渗层。剖析渗层的成分散布和相构造,比照基体资料和Mo合金化改性层的硬度、磨痕形貌和摩擦磨损性能。结果所制备的Mo合金化渗层平均致密,厚9.6um,主要由纯Mo相构成。合金化元素Mo在渗层中从基体外表到内部呈梯度散布,外表显微硬度值达806HV0.05。在干摩擦条件下,Mo合金化渗层的比磨损率仅为304L不锈钢管基体的1/84,使资料的抗磨损性能得到明显改善。结论双辉等离子Mo合金化可以有效改善304L不锈钢管的抗磨损性能。

不锈钢具有良好的耐腐蚀性能、较高的抗拉强度、较低的屈从点、极好的塑性和韧性,被普遍应用于汽车零部件、医疗机械、海洋工程等行业。但是其自身也存在一些缺乏,如外表硬度低,耐磨性差,在摩擦过程中与对偶极易产生粘着、转移并构成粘着磨损,这障碍了其进一步应用。外表处置技术是进步资料耐磨性能最为直接有效的办法。目前,不锈钢外表处置技术主要包括离子氮化、化学镀和热浸镀、离子注入、镀膜技术、激光外表熔覆技术及双辉等离子渗金属等。其中双辉等离子渗金属技术是近年开展起来的一种外表合金化技术,由于具有合金元素选择范围大、工艺简单可控、渗入速度快、节能环保等优点,越来越惹起学术界及工业界的注重。Mo元素具有熔点高和杨氏模量高的优点,常被用作合金元从来进步钢的延展性、韧性及耐磨性。为了进步304L不锈钢管的外表硬度和耐磨性能,文中应用双辉等离子渗金属技术对304L不锈钢管停止等离子Mo合金化,剖析了外表Mo合金化改性层的成分及构造组成,重点研讨了Mo合金化渗层的摩擦磨损性能。

1等离子渗Mo

所用304L不锈钢管的化学成分见表1。试样尺寸为20mm×5mm,经去离子水清洗、水砂纸磨光(从360#到1500#)、抛光、丙酮清洗、热风吹干后,停止双辉等离子渗Mo。源极为纯度99.95%的钼靶,尺寸为80mm×5mm。

采用自制LS-450型双层辉光等离子渗金属炉停止离子渗Mo,用WDL-31型光电测温仪测温。首先,将渗金属炉抽真空至8Pa以下,然后通入氩气,翻开阴极电源,对试样停止预溅射,当阴极电压升高到370V左右时,304L试样开端起辉放电,高能氩离子的轰击使试样温度不时升高并去除试样外表氧化层。当试样温度升高至400益时,翻开源极电压,此时随着源极起辉放电,在源极(钼靶)和阴极(304L试样)之间构成了空心阴极效应,试样升温加速。待试样升温至1000益时,调整阴极和源极电压,使温度稳定在1000益停止渗Mo,保温1h后关闭阴极和源极电源,试样随炉冷却。详细工艺参数如下:渗金属温度1000益,保温时间1h,工作气压35Pa,阴-源极间隔15mm,源极电压650~900V,阴极电压300~600V。

2表征及结果剖析

2.1合金层的构造特征

2.1.1截面剖析

用NanoSEM430型扫描电子显微镜察看Mo合金化改性层的截面组织形貌,如图1所示。可见304L不锈钢管试样经双辉等离子Mo合金化后,外表构成了一层平均、致密且与基体分离良好的合金化改性层,渗层厚约9.6um。

2.1.2成分及相构造剖析

用SpectroGDA750辉光放电光谱成分剖析仪(GDOES)剖析Mo改性合金层沿层深的成分散布,结果如图2所示。在预溅射过程中,试样外表接受大量高能氩离子轰击,表层和次表层产生大量的空位缺陷,降低了扩散所需求的能量,从而愈加有利于原子扩散。Mo元素与Fe元素的原子半径接近,Mo原子在基体中不时置换Fe原子并以固溶体的方式存在。在双辉等离子渗Mo过程中,源极中溅射出来的Mo原子不时被阴极外表吸收,吸附的Mo原子快速占领试样外表离子轰击所产生的空位,且不时向内部扩散,构成了Mo元素含量由表及里逐步降低而呈梯度散布的改性层。这种梯度散布的改性层与基体具有较高的分离强度。Mo元素在基体外表的质量分数最高达82%,然后逐步降落;而基体元素Fe在最外表的质量分数仅为12%,其成分散布曲线与Mo元素的变化趋向相反。Cr元素在2.5~5.0um处构成一个富集区,缘由可能是:在304L不锈钢管离子合金化过程中,基体内部的Cr原子不时向外表扩散,与此同时Mo原子不时向基体内部扩散,使Mo合金化渗层越来越厚,曾经构成的Mo合金层对Cr原子向外扩散有障碍作用,使得向外扩散的Cr原子在基体外表下某一区域构成一个富集区。

用DX-2700型X射线衍射仪剖析Mo合金化改性层的相构造,运用CuK琢靶,结果如图3所示。Mo合金层主要由Mo原子在Fe原子中的固溶体组成。

2.2显微硬度

用LECOM-400-H1型显微硬度仪测304L不锈钢管基体和Mo合金化试样的外表显微硬度。测试标明,基体的均匀显微硬度为224HV0.05;Mo合金化试样外表的均匀显微硬度为806HV0.05,是基体的3.6倍。Mo合金化试样外表硬度显著进步可能源于固溶强化机制。在等离子Mo合金化过程中,Mo原子不时扩散进入304L不锈钢管基体,置换基体内部的Fe原子构成置换固溶体,形成Fe的晶格发作了畸变,使位错的滑移难以停止。

2.3摩擦磨损性能

摩擦磨损实验在MFT-R4000往复式摩擦磨损实验机上停止,条件如下:配副为5mm的GCr15球,载荷5N,频率2Hz,往复间隔5mm,实验温度20益,相对湿度RH=65%。磨损实验安装如图4所示。实验时,GCr15球在垂直方向对试样施加恒定压力P,试样相关于小球(固定)在程度方向上作往复运动,试样遭到的摩擦力f由计算机实时监测。

图5为干摩擦条件下,304L不锈钢管基体和Mo合金化试样分别与GCr15小球对磨30m的摩擦系数-滑动行程关系曲线。往复磨损实验标明,304L不锈钢管基体的摩擦系数为0.32~0.49,Mo合金化试样的摩擦系数为0.45~0.54。304L不锈钢管基体的摩擦系数在跑合阶段线性增大到0.35,随后在0.35上下浮动;当滑动间隔超越18m时,又逐步上升,最后稳定在0.45左右。Mo合金化试样的摩擦系数直接上升到0.5,然后迟缓下滑至0.47左右,随着滑动间隔的增加,最后稳定在0.5左右。

从图5能够看出,固然304L不锈钢管基体的摩擦系数比Mo合金化试样稍低,但是其摩擦系数的变化幅度较大(0.32~0.49),而Mo合金化试样的变化幅度较小(0.45~0.54)。主要缘由是:当304L不锈钢管基体与GCr15小球发作相对滑动时,硬度较低的304L不锈钢管基体与摩擦副的接触面积随着对磨时间的延长而不时增大,发作了部分塑性变形,从而招致304L不锈钢管基体与摩擦副GCr15球产生了很强的粘着,使得滑动的阻力增加;随着相对滑动的继续停止,塑性变形区域内的粘着点被剪断,粘着-剪断重复呈现,使摩擦系数曲线呈现出变化幅度较大的连续动摇状。而Mo合金化试样外表硬度较高,抗粘着性加强,渗层屈从强度的进步有效地减小了接触应变,进步了磨损抗力,使摩擦系数曲线的变化幅度较小。但是在等离子合金化过程中,离子轰击使合金化试样外表粗糙度增加,使得Mo合金化试样的摩擦系数比304L不锈钢管基体稍高。用WIVS白光干预三维轮廓仪测304L不锈钢管基体和Mo合金化试样的磨痕截面轮廓,如图6所示。能够看出,基体磨痕最大深度约为15.6um,而外表Mo合金化后磨痕最大深度仅为0.95um。基体和合金化试样的磨痕宽度分别为0.801,0.156mm。磨痕宽度和深度都大幅减小,阐明304L不锈钢管合金化后耐磨性进步。

依据公式计算304L不锈钢管基体和Mo合金化试样与GCr15球对磨30m的比磨损率:K=Vv/(PS)(K为比磨损率,Vv为磨损体积,P为法向载荷,S为滑动间隔)。算得304L不锈钢管基体和Mo合金化渗层的比磨损率分别为27.8×10-5,0.33×10-5mm3/(N·m),后者是前者的1/84。固然304L不锈钢管试样双辉等离子渗Mo后的摩擦系数稍有升高,但其比磨损率降落了近2个数量级,表现出了极端优良的抗磨特性。

用ZeissAxiovert25CA光学显微镜察看304L不锈钢管基体和Mo合金化试样滑动摩擦30m后的磨痕形貌。如图7a所示,基体磨痕较宽且存在大量明显的犁沟,因犁削、撕裂而产生了严重的塑性流变,磨损很严重,外表附着有GCr15小球的粘着物,其主要磨损机制为磨粒磨损和粘着磨损。如图7b所示,渗Mo处置改性层硬度较高,高能氩离子轰击使试样外表凹凸不平,渗层外表的突起对GCr15摩擦副有切削作用,磨痕有少量的犁沟,无明显的塑性流变和粘着等迹象,外表比拟平整,磨痕宽度明显变窄,表现出了微切削磨损的特征。

3结论

1) 304L不锈钢管外表经双辉等离子渗Mo处置后,构成了平均、连续、致密且成分呈梯度散布的合金化渗层。渗层厚度为9.6um,主要由纯Mo相组成,与基体呈冶金分离,显微硬度是基体的3.6倍。

2) 在往复磨损实验条件下,合金化渗层的比磨损率仅为基体的1/84,表现出极端优良的抗磨损性能。渗层硬度高,并与基体呈冶金分离,是Mo合金化试样耐磨性能进步的主要缘由。

3) 干摩擦条件下,304L基体的磨损机制主要是粘着磨损和磨粒磨损,合金化渗Mo层的磨损机制为微切削磨损。