分享：钇含量对镍基高温合金在宽温域条件下摩擦学性能的影响

0.   引言

镍基高温合金在650~1 000 ℃高温下具有良好的力学性能和耐腐蚀性能等,广泛应用于航空航天、石油化工、冶金、船舶等领域[1-4]。随着科技快速发展,各零部件的工作环境愈加恶劣,对材料性能的要求也愈加苛刻[5-6],如应用于海洋钻井平台、高温炉具、高温高负荷结构件等时不仅要具有良好的抗高温蠕变、氧化性能,还要在宽温域条件下具有良好的摩擦学性能。 

合金化是提高材料性能的一种有效方法,其中,稀土元素的添加可以有效细化晶粒、净化组织、增强固溶强化和弥散强化效果,进而提高材料的力学性能[7-9]。研究[10-11]表明,稀土可以使金属及合金在高温环境下表现出更加优秀的力学性能和摩擦学性能。宣天鹏等[12]研究发现,向真空熔结镍基合金涂层中加入稀土钇可细化涂层组织中的球状相,进而有效提升硬度及摩擦磨损性能。熊党生等[13]使用粉末冶金热压烧结法制备了不同LaF3含量的Ni-Cr-Mo-A1-Ti-B-LaF3系宽温域自润滑合金,结果表明,随着LaF3添加量增加,合金的力学性能降低而减摩耐磨能力提高,这源于高温（400~700 ℃）下摩擦时合金表面氧化物和镧化合物及对偶表面转移膜中氧化物与复合氧化物的协同作用。刘传惠等[14]采用化学复合镀法在0Cr18Ni9Ti不锈钢表面镀覆Ni-Re-P/（CaF2+Al2O3）和Ni-P/（CaF2+Al2O3）两种镀层,结果表明,两种镀层的耐磨性相比基体均显著提升,而添加稀土铼镀层的耐磨性相比未添加铼时显著提升。卢铃[15]研究发现,添加稀土铈元素可以使Fe-20Ni-xMn-3.5C-2.5Si合金中的石墨球化,大幅提高力学性能,同时铈元素还可以促进Fe1.1Mn3.9C2型碳化物生成,提高材料耐磨性。目前用于强化高温合金的稀土元素主要有铈、镧和钇元素[16],其中钇对合金的改性效果显著,极微量的添加便可以改善合金的抗氧化性能[17-18]、摩擦磨损性能、抗蠕变性能[19]和持久性能[20-21]等。但是,有关稀土钇改性镍钼合金的研究尚未见系统报道。 

为此,作者基于“材料素化”原则,制备了不同钇含量的Ni-Mo-Y合金,研究了其显微组织、物相组成、力学性能和不同温度下的摩擦磨损性能,以期为素化新材料的研发提供一定的数据支撑与理论基础。 

1.   试样制备与试验方法

1.1   试样制备

试验原料包括镍粉（粒径为58 μm、纯度为99.96%）、钼粉（粒径为48 μm、纯度为99.9%）和钇粉（粒径为58 μm、纯度为99.95%）。按照表1成分计算各原料配比,采用精度为0.01 g的YP1002-20002型普通电子精密天平称取原料,在SHB型三维混料机中机械混合4~5 h后,装入预先在内壁铺有石墨纸且内腔尺寸为?25 mm×50 mm的石墨模具中,再置于SPS-20T-10型热压烧结炉,于温度1 000~1 200 ℃、压力20~35 MPa下烧结,保温5~10 min后随炉冷却。 

1.2   试验方法

制取金相试样,依次用180#,400#,600#,800#,1000#SiC砂纸打磨,用无水乙醇超声清洗,用粒径3 μm金刚石悬浮液与0.05 μm Al2O3悬浮液抛光,最后用5 mL HCl+5 mL H2O2+3 mL H2O+3 g FeCl3溶液腐蚀,采用FCM5000W型光学显微镜（OM）观察显微组织。采用阿基米德法测试密度。 

采用HBS-300型布氏硬度计测试硬度,载荷为1 875 N,保载时间为30 s,测5次取平均值。根据GB/T 14994—2018,制取尺寸为?5 mm×10 mm的压缩试样,采用CMT5205型微机控制电子万能试验机进行压缩试验,压缩速度为0.1 mm·min−1,测3次取平均值。根据GB/T 40398.1—2021,采用HT-1000型球盘式高温摩擦试验机进行摩擦磨损性能测试,对磨件为直径6 mm的Si3N4陶瓷球试样,盘试样为试验合金试样,尺寸为?25.0 mm×3.5 mm,其表面用200#,400#,600#,800#,1000#SiC砂纸逐级打磨,乙醇超声清洗后吹干备用；摩擦试验载荷为5 N,旋转频率为9.55 Hz,磨损时间为30 min,磨斑半径为4 mm,试验温度分别为常温（RT）以及200,400,600,800 ℃,测2次取平均值；由试验机配套的计算机自动记录摩擦因数,采用MicroXAM-800型非接触式光学轮廓仪测试磨痕轮廓,计算体积磨损率,计算公式为 

式中：W为体积磨损率；V为磨损体积；F为摩擦载荷；L为对磨件相对试样的位移。 

采用D/max-2400型X射线衍射仪（XRD）进行物相分析,铜靶,Kα射线,扫描速率为2 （°）·min−1,扫描范围为10°~90°。采用Quanta450-FEG型扫描电镜（SEM）观察微观形貌及摩擦磨损形貌,并使用配套的能谱仪（EDS）分析微区成分。采用LabRAM HR Evolution型显微共焦拉曼光谱仪对磨痕内外表面进行拉曼光谱测试,激光波长为532 nm。 

2.   试验结果与讨论

2.1   显微组织与物相组成

由图1可见：不同钇含量Ni-Mo-Y合金均主要由奥氏体组成,组织均匀无明显缺陷及夹杂物；随着钇含量增加,合金的晶粒逐渐细化,孪晶逐渐形成,析出相数量逐渐增多；当钇含量（质量分数,下同）为1.5%时,合金显微组织细小均匀,当钇含量达到2.5%时,析出相明显增加且存在少量聚集。 

图  1  不同钇含量Ni-Mo-Y合金的显微组织

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

由图2可见：不同钇含量Ni-Mo-Y合金物相均主要包括钼/镍固溶体相、析出相及少量氧化物。这说明在烧结成形过程中发生了钼固溶、新相析出和少量的氧化反应,这也证实了合金形成过程中发生了局部微熔池的冶金反应,即获得了组织致密的Ni-Mo-Y合金材料。 

图  2  不同钇含量Ni-Mo-Y合金的XRD谱

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

2.2   力学性能

含钇试验合金的理论密度计算公式为 

式中：ρ0为试验合金理论密度；A为合金中钼的质量分数；B为合金中钇的质量分数。 

由表2可见：随着钇含量增加,Ni-Mo-Y合金的理论和实测密度均减小,这是因为钇元素密度小于镍、钼元素密度；钇含量一定时,实测密度大于理论密度,由于烧结时合金发生了固溶强化,而理论密度计算公式中未考虑复合过程中的冶金熔合与固溶；随着钇含量增加,Ni-Mo-Y合金的硬度和屈服强度均增大,但增幅放缓,这是因为当钇含量较高时,合金晶粒细小,逐渐出现大量孪晶,析出相均匀细小,这些均有利于提高其力学性能；当钇含量达到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强度有所下降,导致力学性能提升变缓。 

综上可得,当钇含量为1.5%时,合金组织均匀致密,晶粒细小,硬度与屈服强度较高,故选取钇含量为1.5%的Ni-Mo-Y合金用于摩擦磨损性能测试。 

2.3   摩擦磨损性能

由图3可见：室温和200 ℃下,1.5%钇含量Ni-Mo-Y合金的摩擦因数波动幅度较大,温度升至600,800 ℃后,摩擦因数及其波动幅度明显减小。由表3可见：随着试验温度升高,Ni-Mo-Y合金的平均摩擦因数呈现先减小后增大的趋势,室温下最大,600 ℃下最小,体积磨损率呈现先增大后减小的趋势,室温下最小,温度由400 ℃升至600 ℃时快速下降。在600,800 ℃下的Ni-Mo-Y合金摩擦因数和体积磨损率较小,表现出较优的摩擦磨损性能。 

图  3  不同温度下含1.5%钇Ni-Mo-Y合金的摩擦因数曲线

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

由图4可见：室温下摩擦磨损后,含质量分数1.5%钇Ni-Mo-Y合金表面磨痕窄而浅、深浅均匀；在200,400 ℃下摩擦磨损后,磨痕宽而深、深浅不一致,这是由于在该温度范围内合金发生韧性-脆性转变,整体强度下降；在600,800 ℃下摩擦磨损后,磨痕较窄较浅,且表面相对平整,无明显凹凸不平现象。 

图  4  不同温度下摩擦磨损后含1.5%钇Ni-Mo-Y合金的磨痕轮廓三维形貌

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

由图5可见：在室温和较高温度（600,800 ℃）下摩擦磨损后,Ni-Mo-Y合金表面磨屑较少,在200,400 ℃下摩擦磨损后,磨痕区较宽且磨屑较多。随着温度升高,Ni-Mo-Y合金表面的氧化程度增大：在室温和较低温度（200,400 ℃）下,磨痕区域内富集大量的氧元素,而镍和钼元素含量比相邻非磨痕区少,这说明此温度下磨痕区氧化物并未形成致密完整的膜层；当温度达到600,800 ℃时,磨痕区及相邻非磨痕区内均富集了大量氧元素,同时磨痕区内镍和钼含量增加,尤其在800 ℃下磨痕区内镍、钼、钇含量要高于非磨痕区,只有温度升高到一定值后,摩擦表面才能形成相对致密且完整的氧化物膜层,该膜层具有较好的润滑性能,使合金获得良好的高温摩擦磨损性能。 

图  5  不同温度下摩擦磨损后含1.5%钇Ni-Mo-Y合金的面扫描位置和结果

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

由图6可见：不同温度摩擦磨损后磨痕区表面的主要物相为镍钼固溶体、NiMoO4、Y2O3和NiO,当温度升至600,800 ℃后还出现了MoO2和MoO3。在较高温度下摩擦表面不仅形成了镍、钼和钇氧化物,还生成了明显的钼酸盐,氧化物及钼酸盐形成了相对致密且完整的润滑膜层,这也是Ni-Mo-Y合金在较高温度下表现出较低摩擦因数和体积磨损率的原因。 

图  6  不同温度下摩擦磨损后含1.5%钇的Ni-Mo-Y合金磨痕区的XRD谱

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

由图7可见：室温下摩擦磨损后的Ni-Mo-Y合金磨痕区内形成少量NiO,而磨痕区外无氧化物产生；温度升至400 ℃后,磨痕区内形成MoO2、NiO和少量NiMoO4,这些氧化物可以起到一定的润滑作用；当温度升至600,800 ℃后,磨痕内外拉曼谱峰一致性较好,说明均出现了大量由高温氧化生成的镍钼氧化物且氧化物成分一致；600 ℃下磨痕内外均出现大量的MoO2和少量的MoO3、NiO和NiMoO4,800 ℃下磨痕内外则出现了大量的NiMoO4、MoO2和少量的NiO、MoO3。 

图  7  不同温度下摩擦磨损后含1.5%钇Ni-Mo-Y合金表面的拉曼光谱

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

在室温和200 ℃下摩擦表面主要形成镍钼氧化物；温度升至400 ℃后除了氧化物外还形成少量的钼酸镍,有一定的润滑作用使得摩擦因数降低,但无法形成完整致密的膜,且此温度处于合金韧脆转变温度区间,易形成磨粒磨损,所以体积磨损率较高；温度继续升高至600,800 ℃后,摩擦表面逐渐形成由镍钼氧化物及钼酸盐构成的完整致密的润滑膜,减摩效果显著,且由于稀土钇的晶粒细化、孪晶形成及析出相强化作用,使得合金在高温下仍保持较高的强度,此时主要以氧化磨损为主。 

3.   结论

（1）不同钇含量Ni-Mo-Y合金均主要由奥氏体组成,组织均匀致密；随着钇含量增加,合金晶粒发生细化,孪晶逐渐形成,析出相数量增加,合金的密度减小,硬度和屈服强度均增大且增幅放缓,当钇含量为1.5%时细化改性效果最好,钇含量达到2.5%后析出相开始出现聚集。 

（2）随着摩擦温度在室温至400 ℃范围内升高,含1.5%钇Ni-Mo-Y合金的摩擦表面逐渐生成具有润滑效果的镍钼氧化物和少量钼酸盐,摩擦因数减小,但温度升至400 ℃时仍未能形成完整致密的膜,磨粒磨损与氧化磨损使得体积磨损率反而增大；摩擦温度升至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,摩擦因数和体积磨损率显著减小,高温条件下Ni-Mo-Y合金具有更好的摩擦磨损性能。 

文章来源——材料与测试网