MoSi2對(duì)CoCrNiW合金干摩擦磨損性能的影響研究

MoSi2對(duì)CoCrNiW合金干摩擦磨損性能的影響研究

李方舟，崔功軍，程書帥，王曉博，寇子明MoSi2對(duì)CoCrNiW合金干摩擦磨損性能的影響研究李方舟1,2,3，崔功軍1,2,3，程書帥1,2,3，王曉博1,2,3，寇子明1,2,3（1.太原理工大學(xué)機(jī)械與運(yùn)載工程學(xué)院，太原030024；2.山西省礦山流體控制工程實(shí)驗(yàn)室，太原030024；3.礦山流體控制國(guó)家地方聯(lián)合工程實(shí)驗(yàn)室，太原030024）系統(tǒng)研究MoSi2含量對(duì)Co基合金干摩擦磨損性能的影響，以開發(fā)摩擦學(xué)性能優(yōu)異的CoCrNiW基復(fù)合材料。利用熱壓燒結(jié)技術(shù)，設(shè)計(jì)制備CoCrNiW-MoSi2（質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0%、3%、7%、11%）抗磨復(fù)合材料。采用往復(fù)式球–盤摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)，研究不同載荷和滑動(dòng)速度對(duì)復(fù)合材料干摩擦磨損性能的影響，進(jìn)一步優(yōu)化MoSi2的含量。采用XRD、SEM、EDS等技術(shù)分析材料的物相組成、微觀結(jié)構(gòu)及磨損形貌。MoSi2的添加有效提高了材料的硬度及致密度，MoSi2質(zhì)量分?jǐn)?shù)為7%的試樣，硬度為386HV。復(fù)合材料的物相包括γ–fcc、ε-hcp、MoSi2、CrSi2、Mo1.24Ni0.76、MoSi2.43W0.211相。摩擦系數(shù)隨載荷和滑動(dòng)速度的增加而減小，磨損率隨載荷的增加而增大，隨滑動(dòng)速度的增加而減小。硅化物硬質(zhì)顆粒起到了彌散強(qiáng)化作用，提高了磨損表面的承載能力。其中，添加7%和11%MoSi2的試樣，磨損率較低且接近，高載和高速下，磨損率較未添加試樣分別下降約31.3%和25.5%。適當(dāng)含量的MoSi2具有一定的減摩性，添加7%MoSi2的試樣，摩擦系數(shù)始終最低，變化范圍為0.24～0.53。CoCrNiW-7wt.%MoSi2表現(xiàn)出了最佳的摩擦學(xué)性能，其磨損機(jī)理在高載條件下主要為磨粒磨損，在高速條件下主要為磨粒磨損和輕微氧化磨損。鈷基復(fù)合材料；MoSi2；干摩擦；摩擦磨損；磨損機(jī)理襯套、軸承、齒輪等機(jī)械運(yùn)動(dòng)部件的摩擦磨損行為對(duì)交通運(yùn)輸、煤炭化工、先進(jìn)武器等系統(tǒng)的運(yùn)行可靠性和壽命影響巨大[1-2]。這些運(yùn)動(dòng)部件在苛刻條件下缺少潤(rùn)滑介質(zhì)，處于干摩擦狀態(tài)，極易引起過度磨損。為降低摩擦磨損造成的能源消耗，眾多研究者研究開發(fā)了多種合金材料[3-4]。鈷基合金由于不穩(wěn)定的fcc結(jié)構(gòu)及低堆垛層錯(cuò)能，使得屈服強(qiáng)度較高，同時(shí)加工硬化率高，循環(huán)應(yīng)力下抵抗疲勞破壞的能力強(qiáng)，這些特性使得鈷基合金在滑動(dòng)磨損過程中表現(xiàn)出優(yōu)異的抗磨性能[5]。Stellite合金是應(yīng)用最為廣泛的鈷基合金，多年來美國(guó)陸軍始終使用Stellite21制造襯套，以減少槍管的磨損[6]，而Stellite6被廣泛用作切削刀具材料[7]。然而，當(dāng)前各產(chǎn)業(yè)裝備的研究設(shè)計(jì)對(duì)零部件的摩擦學(xué)性能提出了更高的要求，迫切需要開發(fā)性能優(yōu)異的新型鈷基合金。近年來，關(guān)于鈷合金摩擦學(xué)性能的研究已取得一定進(jìn)展[8-9]。眾多研究者通過在鈷合金中加入強(qiáng)化相來改善材料的性能。Mo、W、Nb等合金元素被用來提高材料的力學(xué)性能和摩擦學(xué)性能[10]。Liu等[11]制備了CoCrNiNb合金，Nb的加入提高了材料的屈服強(qiáng)度，摩擦系數(shù)和磨損率明顯降低。Khoddamzadeh等[12]開發(fā)了一種碳纖維增強(qiáng)司太立合金復(fù)合材料，材料的硬度和耐磨性隨碳纖維含量的增加而增加，同時(shí)界面結(jié)合較好。陶瓷強(qiáng)化相的硬度、熔點(diǎn)遠(yuǎn)高于金屬材料，密度低，但脆性較大，抗沖擊能力差，添加到鈷基體，可有效實(shí)現(xiàn)兩者特性的互補(bǔ)[13]。Cui等[14]制備了TiO2增強(qiáng)的CoCr基復(fù)合材料，TiO2顯著提高了材料的硬度和寬溫域耐磨性，其作用體現(xiàn)在表面承載能力提高，以及保護(hù)性氧化膜的形成，但材料的摩擦系數(shù)有所上升。不同強(qiáng)化相對(duì)鈷合金摩擦學(xué)性能的提升與其硬度及金屬元素的氧化密切相關(guān)，MoSi2屬于硅化物陶瓷，與其他陶瓷顆粒相比，MoSi2與金屬基體的界面相容性更好，熱膨脹系數(shù)較低，是潛在的優(yōu)異增強(qiáng)相。MoSi2應(yīng)用于鎳基合金與鈦基合金均呈現(xiàn)出優(yōu)異的干摩擦磨損性能[15-16]，MoSi2對(duì)基體可起到彌散強(qiáng)化作用，摩擦熱導(dǎo)致試樣表面氧化生成的MoO3顆粒和Mo5Si3起到減摩抗磨作用，材料的摩擦系數(shù)和磨損率均有效降低[17]。然而，涉及MoSi2應(yīng)用于鈷基合金摩擦學(xué)性能的研究比較少見，抗磨機(jī)理仍未明確，有待進(jìn)一步研究。同時(shí)，干摩擦過程中，載荷、速度因素對(duì)材料摩擦磨損行為的影響較為顯著。徐家樂等[18]分析了鈷基涂層在不同載荷下的干摩擦磨損行為，鈷基涂層在不同載荷下表現(xiàn)出不同的磨損機(jī)制。高載工況下，表面形成了加工硬化層與氧化釉質(zhì)層，呈現(xiàn)更高的承載能力；速度對(duì)材料摩擦學(xué)性能的影響則與表面溫度升高后磨損機(jī)制的轉(zhuǎn)變相關(guān)。對(duì)于不同MoSi2含量增強(qiáng)的鈷基合金在不同載荷和速度組合下的摩擦學(xué)表現(xiàn)，可有效探明其磨損機(jī)理，為硅化物陶瓷增強(qiáng)相的應(yīng)用提供參考。因此，本文采用熱壓燒結(jié)技術(shù)，設(shè)計(jì)制備出CoCrNiW-MoSi2抗磨復(fù)合材料，在不同載荷和滑動(dòng)速度下，系統(tǒng)研究了干摩擦條件下復(fù)合材料的摩擦磨損行為，結(jié)合材料的微觀結(jié)構(gòu)、物理性能及表面磨損形貌，探究材料的摩擦磨損機(jī)理。1試驗(yàn)試驗(yàn)所用原材料分別為市售的Co粉（99.5%，200目）、Cr粉（99.5%，200目）、Ni粉（99.5%，200目）、W粉（99.5%，200目）和MoSi2（99%，200目），4種復(fù)合材料的成分配比見表1。表1復(fù)合材料的成分使用行星式球磨機(jī)將稱量好的粉末混勻（200r/min，3h），球料比設(shè)計(jì)為2︰1（質(zhì)量比）。將混勻的合金粉末放入石墨模具，并置于熱壓燒結(jié)爐中。當(dāng)真空度為10–2Pa時(shí)，以10℃/min的速度升溫，升溫至1050℃后，于30MPa的壓力下保溫35min，降溫至800℃卸壓，隨爐冷卻至室溫。將燒結(jié)好的樣品切割成30mm×3mm。使用CFT-Ⅰ型往復(fù)式球–盤摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)測(cè)試試樣的干摩擦學(xué)性能。使用80、600、1500目砂紙對(duì)試樣表面逐級(jí)打磨拋光，并用乙醇清洗，摩擦副采用GCr15鋼球（半徑為6mm，硬度為63HRC）。試驗(yàn)載荷設(shè)定為10、20、30、40N，滑動(dòng)速度為0.05、0.083、0.117、0.15m/s，往復(fù)距離為5mm，測(cè)試時(shí)間30min。每個(gè)條件下重復(fù)試驗(yàn)3次，摩擦系數(shù)（COF）由計(jì)算機(jī)實(shí)時(shí)記錄。使用2207表面輪廓儀測(cè)得磨痕橫截面積，磨痕橫截面積乘以滑動(dòng)距離得到磨損體積，試樣的磨損率計(jì)算公式如式（1）所示。式中：為試樣磨損率，mm3/(N.m)；為試樣磨損體積，mm3；為法向載荷，N；為滑動(dòng)距離，m。根據(jù)阿基米德排水法原理，使用電子天平測(cè)得試樣的密度。通過HVS-1000Z顯微維氏硬度計(jì)，在載荷4.9N下停留10s測(cè)得試樣的硬度，每個(gè)樣品測(cè)試10次，取其平均值。使用X射線衍射儀（XRD,DIFFRACTOMETER-6000），結(jié)合Jade6.5軟件，確定試樣的物相組成，XRD半定量分析采用Rietveld精修法計(jì)算。試樣的微觀結(jié)構(gòu)和磨損表面形貌通過掃描電子顯微鏡（SEM，IT-300）和能譜分析儀（EDS，X-MAX-50）檢測(cè)。2結(jié)果與討論2.1微觀結(jié)構(gòu)復(fù)合材料的XRD譜圖見圖1。CMS0試樣由2種固溶相γ-fcc相和ε-hcp相組成，未發(fā)現(xiàn)其他衍射峰。高溫下，Cr、Ni、W等元素在Co基體中的溶解度較高，發(fā)生固溶反應(yīng)，形成γ-fcc固溶體，固溶反應(yīng)使得基體發(fā)生晶格畸變，提高了材料的強(qiáng)度和硬度。降溫過程中，γ-fcc固溶體發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，生成ε-hcp固溶體，但馬氏體轉(zhuǎn)變不徹底，因此材料由2種固溶體組成[19]。添加MoSi2后，試樣由γ-fcc、ε-hcp、MoSi2（JCPDS卡號(hào)17-0917）、CrSi2（JCPDS卡號(hào)81-0163）、Mo1.24Ni0.76（JCPDS卡號(hào)47-1129）和MoSi2.43W0.211相（JCPDS卡號(hào)49-1490）組成。這說明高溫時(shí)部分MoSi2顆粒表面與金屬元素在界面處發(fā)生了高溫反應(yīng)，生成了CrSi2、Mo1.24Ni0.76和MoSi2.43W0.211硬質(zhì)相。隨著MoSi2添加量的增加，這些新生成的硅化物衍射峰更加明顯。表2給出了復(fù)合材料γ-fcc固溶體和ε-hcp固溶體的XRD半定量分析，MoSi2的添加起到穩(wěn)定γ-fcc固溶體的作用，這可能是由于MoSi2添加引入的金屬硅化物（MoSi2、CrSi2和MoSi2.43W0.211）阻礙位錯(cuò)滑移，使得依賴位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的γ-fcc→ε-hcp受阻。同時(shí)，這些金屬硅化物可有效釘扎晶界，使得潛在的馬氏體核胚減少[20-21]。這些原因使得復(fù)合材料中γ-fcc占比隨MoSi2含量增加而上升。盡管基體中部分MoSi2發(fā)生反應(yīng)，但兩相之間的界面反應(yīng)進(jìn)一步提高了材料的硬度與強(qiáng)度，預(yù)計(jì)可有效提高材料的耐磨性。圖1鈷基復(fù)合材料的XRD譜圖表2鈷基復(fù)合材料的XRD半定量分析結(jié)果根據(jù)XRD譜圖結(jié)果，高溫條件下發(fā)生如下反應(yīng)：CMS7試樣典型的背散射電子圖像（BEI）及元素面分布如圖2所示。由圖2可知，試樣組織結(jié)構(gòu)較為致密，Co、Cr、Ni元素分布較均勻，連續(xù)的深灰色部分為Co-Cr-Ni基體；白色區(qū)域?yàn)楦绘u區(qū)，主要為W、Mo和Si元素，對(duì)應(yīng)MoSi2.43W0.211相；淺灰色部分主要為Mo和Si元素，對(duì)應(yīng)MoSi2相；CrSi2和Mo1.24Ni0.76相無明顯的富集區(qū)，結(jié)合MoSi2相與合金元素的界面反應(yīng)，CrSi2和Mo1.24Ni0.76相主要分布在MoSi2相與金屬基體的界面處。另外，由于陶瓷與金屬的性能差異，MoSi2周圍仍存在少量孔洞，但MoSi2.43W0.211相周圍無孔洞，材料整體結(jié)構(gòu)較為致密。這歸因于界面反應(yīng)生成的CrSi2和Mo1.24Ni0.76相可填補(bǔ)MoSi2周圍的孔洞[22]。MoSi2.43W0.211固溶體是W元素置換MoSi2中的部分Mo元素形成的，其蠕變速度低于MoSi2，有助于提高材料的強(qiáng)度[23]，這有效改善了陶瓷相和基體的潤(rùn)濕性能。CrSi2與MoSi2晶體結(jié)構(gòu)相似，可以起到增韌作用。復(fù)合材料的硬度、密度及孔隙率見表3。由表3可知，材料的密度隨著低密度MoSi2的加入而降低。硬度隨MoSi2含量的升高而增大，CMS7試樣的硬度為(386±6)HV，比CMS0高13.20%。由于材料中存在高硬度的金屬硅化物MoSi2和CrSi2相，以及包含W顆粒的MoSi2.43W0.211固溶體，這些硬質(zhì)相彌散分布在基體中，起到彌散強(qiáng)化作用，提高了材料的硬度[21]。燒結(jié)過程中，MoSi2與界面處的金屬元素發(fā)生反應(yīng)，明顯改善了MoSi2和金屬基體的潤(rùn)濕性，提升了金屬基體的連續(xù)性。一方面，反應(yīng)生成的CrSi2熔點(diǎn)較低（m=1490℃），促進(jìn)MoSi2的燒結(jié)，填充孔隙，降低孔隙率[24]，與CrSi2同時(shí)生成的Mo1.24Ni0.76可減少氣孔，形成晶界，擴(kuò)大晶界面積[25]；另一方面，添加W元素生成的MoSi2.43W0.211固溶體減少了MoSi2中的微裂紋，提高了復(fù)合材料的致密化[26]。這2方面共同作用使材料的孔隙率隨MoSi2含量的增加而降低。圖2CMS7的背散射電子圖像(BEI)及元素面分布表3鈷基復(fù)合材料的維氏硬度、密度和孔隙率2.2摩擦磨損性能當(dāng)載荷為20N時(shí)，試樣的摩擦系數(shù)隨滑動(dòng)速度變化的曲線如圖3a所示。試樣在干摩擦條件下產(chǎn)生的摩擦熱=·p·v[27]，其中為接觸正壓力；為滑動(dòng)速度；、和為比例系數(shù)。相同元素配比的材料，、和為定值。載荷增加和滑動(dòng)速度增加都會(huì)引起摩擦熱增加?？傮w來看，試樣的摩擦系數(shù)均隨速度的增加而逐漸下降。這是由于滑動(dòng)速度增加，摩擦熱增加，導(dǎo)致材料表面軟化[28]，同時(shí)溫度升高，試樣表面部分氧化，這些氧化物和與摩擦副相互作用的機(jī)械混合物在摩擦過程中被碾壓、粘附在表面，形成摩擦層，有效降低了摩擦力，起到了一定的潤(rùn)滑作用，因此摩擦系數(shù)下降。隨著MoSi2含量的增加，摩擦系數(shù)呈先上升、后減小、再上升的趨勢(shì)，CMS7試樣摩擦系數(shù)最低，0.15m/s時(shí)僅為0.24。高速下適量的MoSi2有助于支撐摩擦層保護(hù)基體，在0.117～0.15m/s內(nèi)，含MoSi2試樣的摩擦系數(shù)的下降幅度大于CMS0?；瑒?dòng)速度為0.083m/s時(shí)，試樣的摩擦系數(shù)隨載荷變化的曲線如圖3b所示。載荷較小時(shí)，摩擦副間未完全充分接觸，試樣表面的微凸體阻礙作用較強(qiáng)，摩擦系數(shù)較高。隨著載荷增大，摩擦副間充分接觸，磨損表面更加光滑，微凸體阻礙作用減弱。盡管實(shí)際接觸面積增大，但實(shí)際接觸面積的增大速度小于載荷的增大速度，摩擦系數(shù)隨載荷增大均呈下降趨勢(shì)[29]。與隨速度變化趨勢(shì)類似，CMS3試樣的摩擦系數(shù)較高，高于CMS0試樣，CMS11試樣的摩擦系數(shù)在10N和40N時(shí)低于CMS0試樣，CMS7試樣的摩擦系數(shù)始終最低。這表明MoSi2對(duì)材料不同速度和不同載荷下摩擦系數(shù)的影響機(jī)制較為接近。CMS3中的硬質(zhì)顆粒較少，摩擦過程中，硬質(zhì)顆粒被反復(fù)碾壓，部分硬質(zhì)顆粒脫落，形成較大磨屑，在對(duì)摩球的作用下，犁削試樣表面，產(chǎn)生較大的切向力[30]，使得摩擦系數(shù)較高。CMS7和CMS11試樣中，硬質(zhì)顆粒含量較高，均勻分布在基體中，可減輕試樣表面的塑性變形和摩擦副的粘著效應(yīng)[16]，因此摩擦系數(shù)較CMS3更低。當(dāng)MoSi2含量過高時(shí)，盡管摩擦副的粘著效應(yīng)減弱，但硬質(zhì)顆粒含量增加使得表面微凸體增多，犁削作用增強(qiáng)，同時(shí)表面粗糙度提高，摩擦系數(shù)反而升高。本試驗(yàn)中，CMS11的摩擦系數(shù)大于CMS7的摩擦系數(shù)，與陶瓷顆粒含量過高導(dǎo)致摩擦系數(shù)上升[31]的研究結(jié)果相一致。綜合來看，適量的MoSi2增強(qiáng)相在不同速度和載荷下均可起到降低摩擦系數(shù)的作用，其中質(zhì)量分?jǐn)?shù)為7%時(shí)效果最佳。圖3試樣的摩擦系數(shù)變化曲線載荷為20N時(shí)，試樣的磨損率隨滑動(dòng)速度變化的曲線如圖4a所示。含MoSi2試樣的磨損率顯著低于CMS0試樣，CMS0、CMS3和CMS11的磨損率隨速度增加而降低，CMS7則呈先下降、后緩慢上升的趨勢(shì)，波動(dòng)較為輕微（5.60×10–6～7.47×10–6mm3·N–1·m–1），且低于其他試樣，屬于輕微磨損。MoSi2提高了材料的硬度和強(qiáng)度，進(jìn)而提高了材料抵抗變形的能力。0.05m/s條件下，試樣的耐磨性與其硬度成正比。0.15m/s條件下，含MoSi2試樣的磨損率較CMS0下降約25.5%。一方面，硬質(zhì)顆粒在摩擦過程中承載能力較強(qiáng)，起到支撐保護(hù)作用；另一方面，與金屬相比，硅化物陶瓷的脆性更大，含量較高時(shí)，易發(fā)生脆性微斷裂[16]，更多的硬質(zhì)顆粒暴露在磨損軌跡上，摩擦系數(shù)有所上升的同時(shí)，其磨損率降幅有所減小，部分試驗(yàn)條件下磨損率反而略有提高，這也是不同試驗(yàn)條件下材料的耐磨性未隨MoSi2含量增加而單調(diào)提升的原因，材料的磨損率與磨損行為取決于2種作用的綜合結(jié)果。本試驗(yàn)中，CMS7在0.083、0.117m/s下的耐磨性更佳，其他試驗(yàn)速度下，CMS11的耐磨性最佳。滑動(dòng)速度為0.083m/s時(shí)，試樣的磨損率隨載荷變化的曲線如圖4b所示。試樣的磨損率均隨載荷的增加而增加，這是由于載荷增大，材料的壓應(yīng)力增大，摩擦副間的實(shí)際接觸面積增大，使得磨損加劇，磨損率增大。另外，MoSi2對(duì)材料耐磨性的提升在中低載荷下最為顯著，含MoSi2試樣的磨損率的增大幅度隨載荷的增大而增大。在30～40N時(shí)，含MoSi2試樣的磨損率大于CMS0。CMS0試樣在4個(gè)載荷下的磨損率均最大。在10N和20N載荷下，CMS7試樣磨損率最低；在30N和40N載荷下，CMS11試樣磨損率最低。在40N載荷條件下，CMS7和CMS11的磨損率較CMS0下降約31.3%。與滑動(dòng)速度相比，載荷對(duì)材料干摩擦行為的影響更為顯著[18]，高載條件下，試樣表面的承載能力更為關(guān)鍵。載荷較低時(shí)，CMS7和CMS11試樣中的硬質(zhì)顆粒均可有效抵抗對(duì)摩球的壓入，與脆性更大的CMS11相比，CMS7試樣中的硬質(zhì)顆粒較少，脆性斷裂趨勢(shì)較弱，表面更光滑，更易形成較平整的摩擦層，因此耐磨性更佳。載荷較高時(shí)，CMS11試樣中更多的硬質(zhì)顆粒具有更強(qiáng)的抵抗變形能力，對(duì)基體的保護(hù)作用更強(qiáng)。因此，高載荷時(shí)，CMS11試樣的耐磨性更佳。綜合分析，整體上CMS7的摩擦系數(shù)和磨損率均最低，取得了最佳的摩擦學(xué)性能。2.3磨損機(jī)理載荷為20N、速度為0.15m/s時(shí)，試樣的磨損表面形貌如圖5所示。圖6中CMS7測(cè)試區(qū)域的EDS分析顯示，磨痕表面有較多O元素存在，印證了試樣表面氧化反應(yīng)的發(fā)生。由于CMS0試樣的硬度較低，承載能力差，摩擦過程發(fā)生重復(fù)的塑性變形，表面存在較多剝落坑和大量散落的磨粒，摩擦層不完整。CMS0在該條件下的磨損機(jī)理為磨粒磨損、塑性變形以及少量剝落磨損。除CMS0試樣外，在另外3種試樣表面都觀察到相互平行的犁溝，CMS3試樣的犁溝形貌最明顯。含MoSi2試樣中的硬質(zhì)MoSi2顆粒逐漸增多，材料硬度逐漸增加，抗變形能力增強(qiáng)，對(duì)摩球難以刮擦試樣表面，因此表面犁溝逐漸變淺。CMS3試樣表面除較明顯的犁溝外，存在散落的白色磨粒和剝落坑，同時(shí)表面有大塊磨屑粘附，與摩擦系數(shù)較高相匹配，磨損機(jī)理為磨粒磨損和少量粘著磨損。CMS7和CMS11試樣的承載能力較強(qiáng)，犁溝深度減小，磨粒磨損減弱，試樣表面較平整，與其磨損率較低相匹配。但陶瓷增強(qiáng)相含量過高，使得材料脆性增強(qiáng)，易導(dǎo)致材料表面出現(xiàn)微裂紋，發(fā)生脆性斷裂[32]。由于燒結(jié)過程中界面反應(yīng)的發(fā)生，硅化物陶瓷與基體結(jié)合較好，在CMS7和CMS11表面未觀察到裂紋，脆性更大的CMS11犁溝形貌較CMS7更顯著，表面存在少量剝落痕跡。較多的MoSi2顆粒對(duì)基體起到保護(hù)作用，抑制表面塑性變形。CMS7和CMS11的磨損機(jī)理為磨粒磨損和輕微氧化磨損。圖4試樣的磨損率變化曲線圖5載荷為20N、速度為0.15m/s時(shí)試樣磨損表面的SEM形貌圖6圖5c中CMS7測(cè)試區(qū)域的EDS分析載荷為40N、速度為0.083m/s時(shí)，試樣的磨損表面形貌如圖7所示。在試樣表面均觀察到犁溝，犁溝兩側(cè)存在塑性變形，同時(shí)分散有白色的磨粒，磨粒隨MoSi2含量的增加逐漸減少。結(jié)合此時(shí)CMS7磨痕表面的EDS（見圖8）及O元素面分布（見圖9），與載荷為20N、速度為0.15m/s時(shí)相比，載荷為40N、速度為0.083m/s下，磨痕處O元素含量較少，O元素面分布較稀疏，這表明該條件時(shí)摩擦氧化反應(yīng)相對(duì)較輕微。研究表明，摩擦層的保護(hù)作用與摩擦層中摩擦氧化物的含量相關(guān)[33]。材料的磨損率隨載荷增大而上升，40N（最大載荷）時(shí)，磨損率最高，是由于高載時(shí)表面摩擦層保護(hù)作用不足。CMS0試樣表面有剝落坑和大量磨粒存在，較大的塊狀磨屑粘附在磨痕表面，磨粒磨損和塑性變形是其主要磨損機(jī)理。CMS3試樣表面存在犁溝和較多磨粒，相比CMS0表面更加光滑，磨損機(jī)理主要為磨粒磨損。CMS7和CMS11表面犁溝較淺，最大載荷下更多的硅化物硬質(zhì)顆粒可承擔(dān)較大載荷，磨損率相比CMS0和CMS3較低。脆性更大的CMS11沿滑動(dòng)方向有少量剝落及疲勞分層現(xiàn)象，伴隨輕微犁溝。CMS7和CMS11在該條件下的磨損機(jī)理主要為磨粒磨損。圖7載荷為40N、速度為0.083m/s時(shí)試樣磨損表面的SEM形貌圖8圖7c中CMS7測(cè)試區(qū)域的EDS分析GCr15球與CMS7試樣在滑動(dòng)速度為0.083m/s，載荷為20、40N下的磨屑SEM形貌如圖10所示。圖10a中，磨屑由球狀、碎塊狀組成。圖10b中，磨屑由碎塊狀、片狀組成，40N（最大載荷）時(shí)，試樣表面在大載荷作用下沿滑動(dòng)方向被剝落、碾壓，形成片狀磨屑。隨著載荷的增大，粗顆粒被粉碎為細(xì)顆粒，磨屑尺寸明顯減小，使得摩擦阻力降低，與摩擦系數(shù)變化曲線一致。同時(shí)，這些磨屑在更大的載荷下嵌入試樣表面，形成三體磨粒磨損，使得表面犁溝加深，磨損率提高。GCr15對(duì)摩球在載荷為40N、速度為0.083m/s和載荷為20N、速度為0.15m/s下磨斑的SEM形貌如圖11所示。結(jié)合EDS分析（見圖12）發(fā)現(xiàn)，載荷為20N、速度為0.15m/s下，對(duì)摩球表面含有Co、Cr、O等元素，對(duì)摩球表面覆蓋有不完整的轉(zhuǎn)移層，轉(zhuǎn)移層與試樣表面的摩擦層起到隔絕摩擦副的作用。轉(zhuǎn)移層中Mo、Si、W含量較少，這印證了MoSi2和MoSi2.43W0.211等硬質(zhì)相在摩擦過程中對(duì)基體的支撐保護(hù)作用，使得材料的摩擦系數(shù)和磨損率降低。不同于載荷為20N、速度為0.15m/s下的磨斑SEM形貌，載荷為40N、速度為0.083m/s時(shí)，對(duì)摩球表面無轉(zhuǎn)移層痕跡，最大載荷時(shí)對(duì)摩球犁削作用較強(qiáng)，對(duì)摩球表面轉(zhuǎn)移層與試樣表面部分摩擦層在接觸區(qū)域被擠出，材料表面被不斷犁削，磨損率偏高。圖9不同條件下CMS7磨損表面的SEM形貌及O元素面分布圖10不同條件下Cr15球與CMS7對(duì)磨后磨屑的SEM形貌圖11不同條件下GCr15球與CMS7對(duì)磨后的SEM圖像圖12圖11b中GCr15球表面轉(zhuǎn)移層的EDS分析3結(jié)論1）采用熱壓燒結(jié)技術(shù)制備了CoCrNiW-MoSi2抗磨復(fù)合材料，燒結(jié)過程中，MoSi2與基體發(fā)生了明顯的界面反應(yīng)，有效改善了金屬基體與增強(qiáng)相之間的潤(rùn)濕性能。MoSi2含量的增加，使得材料的密度和孔隙率下降、硬度升高。復(fù)合材料主要由γ-fcc、ε-hcp、MoSi2、CrSi2、Mo1.24Ni0.76和MoSi2.43W0.211相組成。CMS11試樣表現(xiàn)出最高的硬度和最低的孔隙率。2）摩擦系數(shù)隨滑動(dòng)速度和載荷的增加逐漸減小，其原因在于，滑動(dòng)速度增加產(chǎn)生了大量的摩擦熱，使得材料表面軟化；載荷增大時(shí)，實(shí)際接觸面積的增大速度小于載荷的增大速度。磨損率隨滑動(dòng)速度的增加而減小，而隨載荷的增加而增加。相比高載荷時(shí)，高滑動(dòng)速度時(shí)表面的氧化物含量更高，磨損率更低。3）高載條件下，隨著MoSi2含量的增加，磨損機(jī)理由磨粒磨損和塑性變形轉(zhuǎn)變?yōu)槟チＤp；高速條件下，隨著MoSi2含量的增加，磨損機(jī)理由磨粒磨損和塑性變形轉(zhuǎn)變?yōu)槟チＤp和輕微氧化磨損。4）綜合材料不同速度和載荷下的摩擦磨損行為，含質(zhì)量分?jǐn)?shù)為7%MoSi2的試樣的摩擦學(xué)性能最佳，摩擦系數(shù)為0.24～0.53，磨損率為4.98×10–6～9.41×10–6mm3/(N·m)，屬于輕微磨損。這歸因于高硬度硅化物對(duì)基體承載能力的提高，以及表面含氧化物摩擦層的保護(hù)作用。[1]惠陽,劉貴民,杜建華,等.基于第三體的制動(dòng)材料摩擦磨損行為研究進(jìn)展[J].材料導(dǎo)報(bào),2021,35(19):19153-19160.HUIYang,LIUGui-min,DUJian-hua,etal.ResearchProgressonFrictionandWearBehaviorofBrakeMaterialsBasedontheThirdBody[J].MaterialsReports,2021,35(19):19153-19160.[2]MENGYong-gang,XUJun,JINZhong-min,etal.AReviewofRecentAdvancesinTribology[J].Friction,2020,8(2):221-300.[3]HARRINGTONKM,MILLEREC,FRYEA,etal.TribologicalInsightsofCo-andNi-BasedAlloysinExtremeConditions[J].Wear,2021,477:203827.[4]李新星,施劍峰,王紅俠,等.Ti6Al4V合金干滑動(dòng)磨損過程中摩擦層及摩擦氧化物的作用[J].表面技術(shù),2019,48(12):233-239.LIXin-xing,SHIJian-feng,WANGHong-xia,etal.RoleofTribo-LayersandTribo-OxidesinDrySlidingWearProcessofTi6Al4VAlloy[J].SurfaceTechnology,2019,48(12):233-239.[5]LIUR,YAOJH,ZHANGQL,etal.SlidingWearandSolid-ParticleErosionResistanceofaNovelHigh-TungstenStelliteAlloy[J].Wear,2015,322-323:41-50.[6]DEROSSETWS,MONTGOMERYJS.Cobalt-BaseAlloyGunBarrelStudy[J].Wear,2014,316(1-2):119-123.[7]TRAXELKD,BANDYOPADHYAYA.FirstDemonstrationofAdditiveManufacturingofCuttingToolsUsingDirectedEnergyDepositionSystem:Stellite?-BasedCuttingTools[J].AdditiveManufacturing,2019,25:460-468.[8]GENGYu-shan,CHENGJun,TANHui,etal.TuningtheMechanicalandHighTemperatureTribologicalPropertiesofCo-Cr-NiMedium-EntropyAlloysviaControllingCompositionalHeterogeneity[J].JournalofAlloysandCompounds,2021,877:160326.[9]MAHDAVIS,ASGHARI-ALAMDARIA,ZOLOLA-MEIBODIM.EffectofAluminaParticleSizeonCharacteristics,Corrosion,andTribologicalBehaviorofCo/Al2O3CompositeCoatings[J].CeramicsInternational,2020,46(4):5351-5359.[10]CUIGong-jun,LIUHui-qiang,LISai,etal.EffectofNi,WandMoontheMicrostructure,PhasesandHigh-TemperatureSlidingWearPerformanceofCoCrMatrixAlloys[J].ScienceandTechnologyofAdvancedMaterials,2020,21(1):229-241.[11]LIUYu-lin,ZHANGFan,HUANGZhi-yuan,etal.MechanicalandDrySlidingTribologicalPropertiesofCoCrNiNbMedium-EntropyAlloysatRoomTemperature[J].TribologyInternational,2021,163:107160.[12]KHODDAMZADEHA,LIURong,LIANGMing,etal.WearResistantCarbonFiberReinforcedStelliteAlloyComposites[J].Materials&Design,2014,56:487-494.[13]WANGHao-rui,SUNYu-fu,QIAOYa-zheng,etal.EffectofNi-CoatedWCReinforcedParticlesonMicrostructureandMechanicalPropertiesofLaserCladdingFe-CoDuplexCoating[J].Optics&LaserTechnology,2021,142:107209.[14]CUIGong-jun,LIUYan-ping,LISai,etal.Nano-TiO2ReinforcedCoCrMatrixWearResistantCompositesandHigh-TemperatureTribologicalBehaviorsunderUnlubricatedCondition[J].ScientificReports,2020,10:6816.[15]鄭亮,李東,賀聰聰,等.鈦合金表面激光熔覆Ti-Mo-Si涂層組織研究[J].稀有金屬,2016,40(11):1094-1099.ZHENGLiang,LIDong,HECong-cong,etal.MicrostructureofTi-Mo-SiCoatingLaserCladdingonTitaniumAlloy[J].ChineseJournalofRareMetals,2016,40(11):1094-1099.[16]李丹,張永勝,周惠娣,等.MoSi2增強(qiáng)鎳基合金復(fù)合材料的摩擦磨損性能研究[J].摩擦學(xué)學(xué)報(bào),2007,27(4):336-340.LIDan,ZHANGYong-sheng,ZHOUHui-di,etal.FrictionandWearBehaviorofNi-BasedAlloyReinforcedwithMoSi2[J].Tribology,2007,27(4):336-340.[17]FENGZhi-cheng,LIUYuan-fu,LIYong,etal.MicrostructureandHighTemperatureReciprocatingSlidingWearPropertiesofMoSi2/TiC/γ-NiCompositeCoatingIn-SituSynthesizedbyCo-AxialPowderFeedingPlasmaTransferredArcCladding[J].TribologyInternational,2019,129:82-91.[18]徐家樂,譚文勝,胡增榮,等.不同載荷下激光熔覆鈷基合金涂層的摩擦學(xué)性能研究[J/OL].激光與光電子學(xué)進(jìn)展,2021:1-12.(2021-07-14)./kcms/detail/31.1690.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fthetribo-pairs.Thefrictioncoefficientsofcompositeswithslidingspeedshowedthesimilartrend,resultingfromthedecreaseinhardnessofwornsurfacesduetothefrictionheat.ThereasonableMoSi2contentplayedanimportantpartindecreasingthefrictioncoefficientofcomposites.Thesamplewith7wt.%MoSi2hadthelowestfrictioncoefficientsascomparedwithothersamples.ThefrictioncoefficientsofCoCrNiW-7wt.%MoSi2wereintherangeof0.24-0.53,whichweresignificantlylowerthanthoseofunreinforcedsample.Theeffectofslidingspeedandloadonthewearratesofcompositeswasdifferent.Thewearratesincreasedwiththeincreaseofload,anddecreasedwiththeincreaseofslidingspeed.Thehardsilicideparticleshadthedispersionstrengtheningeffectandimprovedtheloadingcapacityofthewornsurface.Thesampleswi