0.   引言

鎳基高溫合金在650~1 000 ℃高溫下具有良好的力學(xué)性能和耐腐蝕性能等,廣泛應(yīng)用于航空航天、石油化工、冶金、船舶等領(lǐng)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(duì)材料性能的要求也愈加苛刻[5-6],如應(yīng)用于海洋鉆井平臺(tái)、高溫爐具、高溫高負(fù)荷結(jié)構(gòu)件等時(shí)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(xué)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(xì)化晶粒、凈化組織、增強(qiáng)固溶強(qiáng)化和彌散強(qiáng)化效果,進(jìn)而提高材料的力學(xué)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(xué)性能和摩擦學(xué)性能。宣天鵬等[12]研究發(fā)現(xiàn),向真空熔結(jié)鎳基合金涂層中加入稀土釔可細(xì)化涂層組織中的球狀相,進(jìn)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(jié)法制備了不同LaF3含量的Ni-Cr-Mo-A1-Ti-B-LaF3系寬溫域自潤(rùn)滑合金,結(jié)果表明,隨著LaF3添加量增加,合金的力學(xué)性能降低而減摩耐磨能力提高,這源于高溫（400~700 ℃）下摩擦?xí)r合金表面氧化物和鑭化合物及對(duì)偶表面轉(zhuǎn)移膜中氧化物與復(fù)合氧化物的協(xié)同作用。劉傳惠等[14]采用化學(xué)復(fù)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(jié)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(shí)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(xué)性能,同時(shí)鈰元素還可以促進(jìn)Fe1.1Mn3.9C2型碳化物生成,提高材料耐磨性。目前用于強(qiáng)化高溫合金的稀土元素主要有鈰、鑭和釔元素[16],其中釔對(duì)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(guān)稀土釔改性鎳鉬合金的研究尚未見系統(tǒng)報(bào)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(xué)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(chǔ)。 

1.   試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1   試樣制備

試驗(yàn)原料包括鎳粉（粒徑為58 μm、純度為99.96%）、鉬粉（粒徑為48 μm、純度為99.9%）和釔粉（粒徑為58 μm、純度為99.95%）。按照表1成分計(jì)算各原料配比,采用精度為0.01 g的YP1002-20002型普通電子精密天平稱取原料,在SHB型三維混料機(jī)中機(jī)械混合4~5 h后,裝入預(yù)先在內(nèi)壁鋪有石墨紙且內(nèi)腔尺寸為?25 mm×50 mm的石墨模具中,再置于SPS-20T-10型熱壓燒結(jié)爐,于溫度1 000~1 200 ℃、壓力20~35 MPa下燒結(jié),保溫5~10 min后隨爐冷卻。 

1.2   試驗(yàn)方法

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

采用HBS-300型布氏硬度計(jì)測(cè)試硬度,載荷為1 875 N,保載時(shí)間為30 s,測(cè)5次取平均值。根據(jù)GB/T 14994—2018,制取尺寸為?5 mm×10 mm的壓縮試樣,采用CMT5205型微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行壓縮試驗(yàn),壓縮速度為0.1 mm·min−1,測(cè)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(yàn)機(jī)進(jìn)行摩擦磨損性能測(cè)試,對(duì)磨件為直徑6 mm的Si3N4陶瓷球試樣,盤試樣為試驗(yàn)合金試樣,尺寸為?25.0 mm×3.5 mm,其表面用200#,400#,600#,800#,1000#SiC砂紙逐級(jí)打磨,乙醇超聲清洗后吹干備用；摩擦試驗(yàn)載荷為5 N,旋轉(zhuǎn)頻率為9.55 Hz,磨損時(shí)間為30 min,磨斑半徑為4 mm,試驗(yàn)溫度分別為常溫（RT）以及200,400,600,800 ℃,測(cè)2次取平均值；由試驗(yàn)機(jī)配套的計(jì)算機(jī)自動(dòng)記錄摩擦因數(shù),采用MicroXAM-800型非接觸式光學(xué)輪廓儀測(cè)試磨痕輪廓,計(jì)算體積磨損率,計(jì)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(duì)磨件相對(duì)試樣的位移。 

采用D/max-2400型X射線衍射儀（XRD）進(jìn)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(duì)磨痕內(nèi)外表面進(jìn)行拉曼光譜測(cè)試,激光波長(zhǎng)為532 nm。 

2.   試驗(yàn)結(jié)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(wú)明顯缺陷及夾雜物；隨著釔含量增加,合金的晶粒逐漸細(xì)化,孿晶逐漸形成,析出相數(shù)量逐漸增多；當(dāng)釔含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù),下同）為1.5%時(shí),合金顯微組織細(xì)小均勻,當(dāng)釔含量達(dá)到2.5%時(shí),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(jié)成形過程中發(fā)生了鉬固溶、新相析出和少量的氧化反應(yīng),這也證實(shí)了合金形成過程中發(fā)生了局部微熔池的冶金反應(yīng),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(xué)性能

含釔試驗(yàn)合金的理論密度計(jì)算公式為 

式中：ρ0為試驗(yàn)合金理論密度；A為合金中鉬的質(zhì)量分?jǐn)?shù)；B為合金中釔的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。 

由表2可見：隨著釔含量增加,Ni-Mo-Y合金的理論和實(shí)測(cè)密度均減小,這是因?yàn)獒愒孛芏刃∮阪?、鉬元素密度；釔含量一定時(shí),實(shí)測(cè)密度大于理論密度,由于燒結(jié)時(shí)合金發(fā)生了固溶強(qiáng)化,而理論密度計(jì)算公式中未考慮復(fù)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(qiáng)度均增大,但增幅放緩,這是因?yàn)楫?dāng)釔含量較高時(shí),合金晶粒細(xì)小,逐漸出現(xiàn)大量孿晶,析出相均勻細(xì)小,這些均有利于提高其力學(xué)性能；當(dāng)釔含量達(dá)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(qiáng)度有所下降,導(dǎo)致力學(xué)性能提升變緩。 

綜上可得,當(dāng)釔含量為1.5%時(shí),合金組織均勻致密,晶粒細(xì)小,硬度與屈服強(qiáng)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(cè)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(dòng)幅度較大,溫度升至600,800 ℃后,摩擦因數(shù)及其波動(dòng)幅度明顯減小。由表3可見：隨著試驗(yàn)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(shì),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(shì),室溫下最小,溫度由400 ℃升至600 ℃時(shí)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(zhì)量分?jǐn)?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(zhuǎn)變,整體強(qiáng)度下降；在600,800 ℃下摩擦磨損后,磨痕較窄較淺,且表面相對(duì)平整,無(wú)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(dāng)溫度達(dá)到600,800 ℃時(shí),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(shí)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(duì)致密且完整的氧化物膜層,該膜層具有較好的潤(rùn)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(jié)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(dāng)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(duì)致密且完整的潤(rùn)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(wú)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(rùn)滑作用；當(dāng)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(rùn)滑作用使得摩擦因數(shù)降低,但無(wú)法形成完整致密的膜,且此溫度處于合金韌脆轉(zhuǎn)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(gòu)成的完整致密的潤(rùn)滑膜,減摩效果顯著,且由于稀土釔的晶粒細(xì)化、孿晶形成及析出相強(qiáng)化作用,使得合金在高溫下仍保持較高的強(qiáng)度,此時(shí)主要以氧化磨損為主。 

3.   結(jié)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(xì)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(qiáng)度均增大且增幅放緩,當(dāng)釔含量為1.5%時(shí)細(xì)化改性效果最好,釔含量達(dá)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(rùn)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(shí)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。 

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