球墨铸铁是20世纪50年代发展起来的一种高强度铸铁材料, 目前已经在汽车制造、农用机械、铁路、建筑、军事等领域有了广泛的应用, 尤其是齿轮、轴类等需要高耐磨性能的部件[1 -3 ] . 而贝氏体球墨铸铁的出现又进一步提高了球墨铸铁的综合力学性能, 使其拥有更高的塑性、断裂韧性和疲劳强度[4 -6 ] . 至今, 国内外研究人员已经针对贝氏体做了较多的研究, 并根据不同的转变温度区间, 将贝氏体区分为上贝氏体和下贝氏体[7 ] . 研究[8 ,9 ] 表明, 上贝氏体的转变基于低共格的铁素体/奥氏体晶界的迁移, 而下贝氏体转变则是基于近乎无扩散, 并保持原有的共格晶界. 另外, 随着球墨铸铁在耐磨领域的应用, 也对其磨损行为进行了深入研究. Abedi等[10 ] 发现等温淬火球墨铸铁在磨粒磨损过程中表现为3个磨损机制, 分别为氧化磨损、粘着磨损和分层断裂机制. Slatter等[11 ] 研究了低碳钢和片层状石墨铸铁的冲击磨损行为, 证实磨损表面的变形对材料的耐磨性能有着积极的影响, 而片层状石墨铸铁性能的改善明显优于低碳钢. Zhou等[12 ] 研究了不同合金成分的马氏体球墨铸铁在不同pH值的腐蚀环境中的腐蚀磨损机制, 认为马氏体球墨铸铁的抗腐蚀磨损性能随着泥浆介质的pH值和Cu, Ni, Cr添加量的增大而提高. Efremenko等[13 ] 研究了显微组织及化学成分对铁基合金的冲击磨粒腐蚀磨损性能的影响, 指出铁基合金的抗腐蚀磨损的性能受抗腐蚀能力和抗变形能力的综合影响, 并且马氏体-奥氏体的显微组织具有最为优异的抗腐蚀磨损性能, 这种组织最适合应用于腐蚀磨损环境. 吕振林等[14 ] 对马氏体球墨铸铁腐蚀磨损特性进行了研究, 发现在静载三体磨料磨损或静载三体腐蚀磨损中, 马氏体球墨铸铁均优于低Cr白口铸铁, 而且适当提高Si含量有利于提高腐蚀磨损耐磨性, 而且在酸性砂浆中效果较明显. 虽然, 针对不同显微组织的球墨铸铁已经有了较多研究, 但是并未对下贝氏体球墨铸铁的腐蚀磨粒磨损机制进行更为全面和深入的研究.
图1 下贝氏体球墨铸铁的显微组织
Fig.1 Microstructure of lower bainite ductile iron (AR —retained austenite, BL —lower bainite, G—graphite)
本工作对下贝氏体球墨铸铁材料进行了腐蚀磨损实验, 研究了影响其腐蚀磨损失重率的主要因素. 对磨损表面特性进行了分析, 通过磨损表面纵剖面的显微硬度研究了材料表层在腐蚀磨损过中的形变硬化效应, 结合下贝氏体球墨铸铁的电化学行为研究了腐蚀磨损载荷对材料耐腐蚀磨损性能的影响, 目的在于深入研究下贝氏体球墨铸铁材料的腐蚀磨损行为, 并探索其潜在应用.
1 实验方法
实验材料为贝氏体球墨铸铁, 其化学成分(质量分数, %)为: C 3.3~3.7, Si 4.5~5.6, Mn 3.0~3.5, P<0.1, S<0.04, Mg 0.04~0.055, RE 0.02~0.045, Mo 0.015, Fe余量. 使用ZG-0.01型真空中频感应炉将原铁液加热到1500 ℃, 采用注入法加入2.2% (质量分数, 下同)的3-8稀土硅镁球化剂(QRMg8RE3)和1.6%的硅铁孕育剂(FeSi72 ), 浇铸时对铸铁液进行2次孕育, 添加量为0.4%, 目的在于增加石墨的形核点、提高石墨的球化率、细化石墨球. 为细化铸造组织, 将金属铸型覆盖在NaOH和KOH混合物中, 从而加快铸铁的冷却速度, 优化磨球的组织遗传基因. 然后, 将铸件加热到860 ℃保温2 h, 使用NaNO3 和NaNO2 饱和溶液将其进行连续冷却至室温, 最后进行250 ℃低温回火2 h后空冷. 所获得的材料显微组织为球状石墨、下贝氏体、残余奥氏体, 如图1所示.
采用自行设计的磨粒磨损试验机对实验材料进行腐蚀磨损实验, 其示意图如图2所示. 磨粒采用Mohs硬度为9H的Al2 O3 , 腐蚀液为pH值为4的Cl- 环境(HCl物质的量浓度为1×10- 4 mol/L, NaCl物质的量浓度为0.1 mol/L), 为了确保腐蚀介质环境的稳定, 采用排液阀门和进液阀门每隔5 min更换腐蚀液(无需停机, 可在线人工操作). 试样直径60 mm, 长20 mm, 使用夹具固定试样, 并由交流电机驱动夹具带动试样旋转, 旋转速度为300 r/min. 压力载荷由配重提供, 载荷数据由压力传感器测得并传输到显示器. 实验中选用载荷分别为10, 50, 100, 150和200 N, 加载时间为1 h, 每隔10 min将试样取下, 并使用SE602F型电子天平对其失重进行测定, 数据精确到0.01 g.
图2 腐蚀磨粒磨损试验机示意图
Fig.2 Design drawing of corrosion abrasive wear tester
为了进一步研究材料表面的粗糙度对腐蚀行为的影响, 对表面粗糙度不同的下贝氏体球墨铸铁试样进行电化学测试. 采用VMP3多通道电化学工作站对试样的极化曲线进行测试. 试样表面尺寸为10 mm×10 mm, 分别使用60, 200, 800和2000号的SiC砂纸进行打磨, 经测量, 试样表面粗糙度Ra 分别为5.20, 1.60, 0.28和0.12 μm. 所有试样均与三电极系统中的工作电极相连, Pt片作为对电极, 饱和汞电极作为参比电极. 试样的接触面积为1 cm2 , 腐蚀介质为pH值为4的Cl- 环境, 测试环境温度25 ℃, 电极电位从-1000 mV增至-100 mV. 通过阳极动电位极化曲线评估试样的电化学腐蚀行为, 并得到试样的腐蚀电位和腐蚀电流.
使用Leica DMR金相显微镜(OM), EVO18型扫描电子显微镜(SEM)和JEM-2010透射电子显微镜(TEM)分析腐蚀磨损后试样表层的显微形貌特征. 采用HVS-1000型显微硬度计对腐蚀磨损实验的试样表层显微硬度进行测量.
图3 不同载荷下腐蚀磨损1 h后下贝氏体球墨铸铁的表面形貌
Fig.3 Microstructures of worn surface of lower bainite ductile iron after corrosion abrasive wear with loads of 10 N (a), 50 N (b), 100 N (c), 150 N (d) and 200 N (e)
2 实验结果
2.1 腐蚀磨损表层形貌
腐蚀磨损实验可用于研究腐蚀磨损过程中材料表层组织形态的变化和腐蚀磨损失重及失重率, 是研究材料在实际腐蚀介质中磨损行为的有效的室验方法[15 ] . 图3为不同载荷下下贝氏体球墨铸铁的腐蚀表面形貌, 由于试样与磨粒之间以点接触的形式进行磨损, 磨损表面出现大量相互平行的犁沟. 随着载荷的增加, 磨损表面的犁沟深度逐渐增大, 试样表面的粗糙度急剧增大. 值得关注的是, 当载荷为10 N时, 试样的磨损表面只是有少量的犁沟, 材料表面并未出现腐蚀形貌, 如图3a所示. 当载荷增至50 N时, 表面出现少量由于石墨球脱落而产生的凹坑(图3b). 当载荷继续增大时, 凹坑的数目逐渐增多, 并且磨损表面出现细针状的下贝氏体基体形貌, 这说明当载荷增至100 N以后, 磨损表面的化学腐蚀明显加快(图3c和d). 当载荷增至200 N时, 磨损表面的石墨球近乎完全脱落, 细针状的下贝氏体基体形貌更为清晰(图3e). 根据腐蚀磨损表面特征不难发现, 在较低载荷的作用下, 下贝氏体球墨铸铁的犁沟类磨粒磨损速率明显高于其腐蚀速率, 导致表层的腐蚀形貌并未保留下来, 而是由于切削作用直接脱落. 在较高载荷的作用下, 腐蚀速率显著上升. 同时, 大量石墨球的脱落也加剧材料的失重.
图4为不同载荷下腐蚀磨损的纵截面形貌, 其中箭头所示的方向为摩擦力方向(FD). 磨损表层组织均发生了塑性形变, 这是表层金属在摩擦力作用下发生流动的结果, 并且随着载荷的上升, 形变量逐渐增大. 同时, 石墨球也随着基体发生形变(图4a和b), 当载荷超过100 N时, 原始的球状石墨显著变形, 沿着金属流动方向呈条带状分布, 如图4c~e所示. 当带状石墨延生到磨损表面时, 材料的表层即出现分层.
图4 不同载荷下腐蚀磨损1 h后下贝氏体球墨铸铁的纵截面形貌
Fig.4 Microstructures of longitudinal section of lower bainite ductile iron after corrosion abrasive wear with loads of 10 N (a), 50 N (b), 100 N (c), 150 N (d) and 200 N (e) (FD—friction direction)
2.2 表层硬度
为了更为系统地研究腐蚀磨损表层组织的特征, 对下贝氏体磨损表层的显微硬度进行了测量, 结果如图5所示. 实验用热处理态下贝氏体球墨铸铁的显微硬度为645 HV, 经过腐蚀磨损后, 材料表面会产生不同厚度低硬度区域, 这是材料表层组织受到腐蚀介质的侵蚀所致. 不过随着离磨损表面距离的增大, 显微硬度逐渐增大, 甚至超过645 HV. 表层低硬度区域随着载荷的增大而缩小, 而硬化区均随着载荷的增大而扩大. 在10 N载荷作用下, 材料表面低硬度厚度为140 μm, 超过原始显微硬度的区域厚度(硬化区厚度)很小; 而在200 N载荷作用下, 材料表层的低硬度区厚度为15 μm, 硬化区厚度达到1585 μm, 如图5a所示. 显微硬度的最大值随着载荷的增大而提高, 载荷为200 N的试样表层最高硬度达到716 HV, 如图5b所示.
2.3 腐蚀磨损失重率
图6a所示为不同载荷作用下下贝氏体球墨铸铁的腐蚀磨损累积失重曲线. 在磨损实验的初期, 试样的失重率较高, 均大于0.50 g/(cm2 ·h), 其中, 200 N载荷下的失重率达到0.92 g/(cm2 ·h). 经过磨损初期以后, 材料的腐蚀磨损失重率在一段时间内有所下降, 磨损进入过度阶段. 不过, 随着载荷的继续增加, 失重率明显增大, 较第二阶段显著提高, 最后趋于稳定, 即磨损进入稳定磨损阶段. 图6b为200 N载荷作用下, 腐蚀磨损失重率变化的3个阶段. 如图6a所示, 10 N载荷下稳定磨损阶段的失重率上升为0.19 g/(cm2 ·h), 200 N载荷下的失重率达到0.41 g/(cm2 ·h).
图5 下贝氏体球墨铸铁腐蚀磨损表层显微硬度变化趋势和载荷对表层显微硬度特征的影响
Fig.5 Microhardness profiles for the specimens after wear test (a) and influence of test loads on microhardness (b) of lower bainite ductile iron
图6 下贝氏体球墨铸铁的腐蚀磨损累积失重曲线和腐蚀磨损失重率变化
Fig.6 Variations of cumulative mass loss under different test loads (a) and mass loss curve under 200 N (b) of lower bainite with different times
2.4 极化曲线
腐蚀电流密度是表征材料在腐蚀介质中抗腐蚀性能的重要参数[16 ] , 也是估计材料腐蚀失重速率的重要依据. 腐蚀电流密度越大, 材料的腐蚀失重和失重率越高[17 ] . 表面粗糙度不同的下贝氏体球墨铸铁在腐蚀介质中的电化学极化曲线如图7所示. 采用Tafel直线外推法[18 ] 计算试样的腐蚀电位Ecorr 和腐蚀电流密度icorr , 结果如表1所示. 不同粗糙度试样的腐蚀电位基本不变, 而腐蚀电流密度则随着材料表面粗糙度的增大急剧增加, 当粗糙度为5.20 μm时, 材料的腐蚀电流密度达到5.62 mA/cm2 , 材料的腐蚀速率显著增大. 如图8所示, 腐蚀电流密度icorr 与材料表面粗糙度Ra 成正比, 通过直线拟合得到函数式为:
(1) i c o r r = 0.471 + 0.977 R a
图7 不同表面粗糙度的下贝氏体球墨铸铁的极化曲线
Fig.7 Polarization curves of lower bainite ductile iron with different roughness Ra (E—potential, i—current density)
3 分析与讨论
3.1 载荷对磨粒磨损失重率的影响
载荷对下贝氏体球墨铸铁的磨粒磨损有着显著的影响. 载荷的增大使材料与磨粒间摩擦力和磨粒压入材料表面的深度显著增加, 大量石墨从基体直接脱落, 这将提升材料表面的磨粒磨损失重率. 同时, 材料表层分层组织的出现对失重率有明显的影响. 研究[19 ,20 ] 表明, 在表面拉应力作用下, 微裂纹首先在石墨-基体界面上萌生, 并沿界面扩展, 基体中的裂纹多数是沿贝氏体铁素体-奥氏体界面扩展, 不同取向的基体组织可使裂纹偏转或分叉, 而主裂纹扩展过程中前方始终存在石墨-基体界面的开裂. 另外, 磨损表面的分层组织在反复形变后将出现疲劳[21 ,22 ] . 因此, 内部的微裂纹萌生并扩展至表面, 最终使得分层组织整体从基体脱落, 这将显著提高材料的失重率. 然而, 磨损亚表层显微硬度的提高对改善材料表面耐磨性能有一定的效果, 这是因为下贝氏体球墨铸铁基体中含有少量的残余奥氏体, 在塑性变形过程中, 随着外界应力增大, 伴随着残留奥氏体内部位错的缠结或马氏体转变[23 ] , 在此过程中处在贝氏体附近的残留奥氏体能够连续吸收来自周边贝氏体的位错, 这导致贝氏体内部的平均位错密度下降而其本身位错密度上升. 图9为腐蚀磨损后显微组织中高位错密度的奥氏体及其周围的低位错密度的下贝氏体形貌, 贝氏体并未发生加工硬化, 这使得贝氏体和残留奥氏体之间形成较高的塑性变形协调能力[24 ] . 另外也有研究[8 ] 发现, 如果钢中存在适量的奥氏体, 并且奥氏体与贝氏体或马氏体之间具有共格或半共格界面, 则残留奥氏体也能提高贝氏体-马氏体钢的韧性.
图8 下贝氏体球墨铸铁腐蚀电流密度-粗糙度拟合直线
Fig.8 Fitting curve of corrosion current density and roughness of lower bainite ductile iron
3.2 载荷对腐蚀失重率的影响
载荷对腐蚀速率存在3方面影响. 其一, 随着载荷的增大, 材料表层出现大量犁沟和分层组织, 这将增大材料与腐蚀介质的接触面积, 从而提高材料表面的腐蚀失重率; 其二, 在腐蚀介质中, 分层组织与条带状石墨一起构成了腐蚀微电池. 当球状石墨经形变后呈条带状, 与分层组织相互平行, Fe电极电位一般为-0.44 V, 而石墨的电极电位较高. 因此, 石墨和金属基体2相的腐蚀电位差为电偶腐蚀提供了驱动力[25 ] . 在含H+ 的腐蚀介质中, 条带状石墨充当了腐蚀微型原电池的阴极, 其附近发生还原反应; 而分层组织则为阳极, 且自身发生氧化反应, 如图10所示, 这就加剧了材料表面的局部电偶腐蚀, 提高了腐蚀速率; 其三, 随着载荷的增大, 材料表面粗糙度逐渐增大(图11), 腐蚀电流随着材料表面粗糙度的增大而显著增加, 当粗糙度达为5.20 μm时, 材料的腐蚀电流达到5.62 mA/cm2 . 这证明在腐蚀磨粒磨损实验中, 载荷对材料的抗腐蚀性能有着明显影响. 随着载荷的增大, 材料磨损表面的粗糙度显著上升, 同时表面的电流急剧增大, 造成腐蚀失重率上升.
图9 高位错密度的奥氏体及其周围的低位错密度的下贝氏体形貌
Fig.9 Morphology of high density of dislocation in austenite and low density of dislocation in lower bainite (The inset corresponds to the SAED pattern of the circle area)
3.3 腐蚀磨损失重率分析
腐蚀磨损失重曲线表明, 在磨损实验初期, 试样的失重率较高, 这是因为经过磨光处理的试样表面较为光滑, 当受到载荷作用时, 试样表面与磨粒之间以点接触为主, 而且材料硬度Hm 与磨粒硬度Ha 比Hm /Ha 小于1, 磨粒的棱角迅速压入材料的表面并与之发生快速的相对运动, 从而使得材料表面很快出现大量的犁沟[26 ] . 经过磨损初期以后, 材料的腐蚀磨损失重率在一段时间内都趋于稳定, 在这一阶段, 材料表面与磨粒已经形成较为稳定的接触面, 腐蚀磨损进入稳定的周期性磨损, 即摩擦表面发生化学反应和电化学反应, 并在表面上生成反应产物, 经过摩擦, 反应产物被磨掉, 露出新的表面, 继续腐蚀、磨损. 经过初始磨损阶段以后, 材料的失重率趋于稳定, 失重率比第一阶段有所下降, 材料进入过度磨损阶段. 当磨损实验进入第三阶段时, 材料的失重率较第二阶段明显提高, 这是因为在长时间的磨损过程中, 材料表面积累了较大的塑性变形, 材料表层金属沿着摩擦力方向发生流动, 从而形成分层组织以及条带状石墨, 分层组织的整体脱落是造成这一阶段失重率显著提高的重要原因. 此外, 分层组织和延伸至表层的条带状石墨在腐蚀介质中形成了局部微型原电池, 此类微型原电池在材料表层的大量出现进一步提高了材料的腐蚀速率. 因此, 电偶腐蚀速率的显著上升也是导致这一阶段失重率提高的主要因素. 另外, 根据图6a不难发现, 随着载荷的增大, 材料的失重率有较为明显的上升, 这归因于外加载荷对材料与磨粒间的摩擦力和磨粒压入材料表面深度的影响, 即载荷越大, 摩擦力越大, 犁沟深度越深, 则磨损速率越大. 同时, 载荷越大, 过度磨损阶段时间相对较短, 稳态磨损阶段出现得更快, 这是由于较高的载荷提高了表层组织的塑性变形, 加快了材料表面的疲劳效应.
图10 分层组织与条带状石墨电偶腐蚀原理
Fig.10 Principle of galvanic corrosion formed by delamination and graphite ribbon
图11 下贝氏体腐蚀磨损表面的粗糙度
Fig.11 Roughness Ra of worn surfaces of lower bainite after corrosion abrasive wear with different loads
4 结论
(1) 表面粗糙度对材料电化学行为有显著的影响. 在HCl物质的量浓度为1×10- 4 mol/L, NaCl物质的量浓度为0.1 mol/L的腐蚀介质中, 材料的腐蚀电流与表面粗糙度成正比. 当粗糙度为5.20 μm时, 腐蚀电流密度达到5.62 mA/cm2 .
(2) 下贝氏体球墨铸铁的腐蚀磨损机理为腐蚀磨损和磨粒磨损, 其中腐蚀磨损包括化学腐蚀失重和电偶腐蚀失重; 磨粒磨损以相互平行的犁沟为主.
(3) 下贝氏体球墨铸铁的腐蚀磨损失重曲线可分为3个阶段, 分别为磨损初期的点接触磨损阶段、磨损中期的面接触过度磨损阶段、磨损后期的疲劳磨损阶段.
(4) 载荷的增大使材料与磨粒间摩擦力和磨粒压入材料表面的深度显著增加, 同时材料表层的分层组织出现疲劳脱落, 导致磨粒磨损失重率显著上升. 同时, 载荷的增加使得基体中残留奥氏体内部出现大量位错的缠结, 致使表层硬度提高, 对提高耐磨性能有一定的效果.
(5) 载荷的增加使材料表面粗糙度上升, 表层腐蚀电流上升, 致使耐腐蚀性能下降. 随着载荷的增加, 材料表面出现分层组织和条带状石墨, 形成局部微型原电池, 促使腐蚀速率提高.
The authors have declared that no competing interests exist.
作者已声明无竞争性利益关系。
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2008
... 球墨铸铁是20世纪50年代发展起来的一种高强度铸铁材料, 目前已经在汽车制造、农用机械、铁路、建筑、军事等领域有了广泛的应用, 尤其是齿轮、轴类等需要高耐磨性能的部件[1 -3 ] . 而贝氏体球墨铸铁的出现又进一步提高了球墨铸铁的综合力学性能, 使其拥有更高的塑性、断裂韧性和疲劳强度[4 -6 ] . 至今, 国内外研究人员已经针对贝氏体做了较多的研究, 并根据不同的转变温度区间, 将贝氏体区分为上贝氏体和下贝氏体[7 ] . 研究[8 ,9 ] 表明, 上贝氏体的转变基于低共格的铁素体/奥氏体晶界的迁移, 而下贝氏体转变则是基于近乎无扩散, 并保持原有的共格晶界. 另外, 随着球墨铸铁在耐磨领域的应用, 也对其磨损行为进行了深入研究. Abedi等[10 ] 发现等温淬火球墨铸铁在磨粒磨损过程中表现为3个磨损机制, 分别为氧化磨损、粘着磨损和分层断裂机制. Slatter等[11 ] 研究了低碳钢和片层状石墨铸铁的冲击磨损行为, 证实磨损表面的变形对材料的耐磨性能有着积极的影响, 而片层状石墨铸铁性能的改善明显优于低碳钢. Zhou等[12 ] 研究了不同合金成分的马氏体球墨铸铁在不同pH值的腐蚀环境中的腐蚀磨损机制, 认为马氏体球墨铸铁的抗腐蚀磨损性能随着泥浆介质的pH值和Cu, Ni, Cr添加量的增大而提高. Efremenko等[13 ] 研究了显微组织及化学成分对铁基合金的冲击磨粒腐蚀磨损性能的影响, 指出铁基合金的抗腐蚀磨损的性能受抗腐蚀能力和抗变形能力的综合影响, 并且马氏体-奥氏体的显微组织具有最为优异的抗腐蚀磨损性能, 这种组织最适合应用于腐蚀磨损环境. 吕振林等[14 ] 对马氏体球墨铸铁腐蚀磨损特性进行了研究, 发现在静载三体磨料磨损或静载三体腐蚀磨损中, 马氏体球墨铸铁均优于低Cr白口铸铁, 而且适当提高Si含量有利于提高腐蚀磨损耐磨性, 而且在酸性砂浆中效果较明显. 虽然, 针对不同显微组织的球墨铸铁已经有了较多研究, 但是并未对下贝氏体球墨铸铁的腐蚀磨粒磨损机制进行更为全面和深入的研究. ...
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2011
... 球墨铸铁是20世纪50年代发展起来的一种高强度铸铁材料, 目前已经在汽车制造、农用机械、铁路、建筑、军事等领域有了广泛的应用, 尤其是齿轮、轴类等需要高耐磨性能的部件[1 -3 ] . 而贝氏体球墨铸铁的出现又进一步提高了球墨铸铁的综合力学性能, 使其拥有更高的塑性、断裂韧性和疲劳强度[4 -6 ] . 至今, 国内外研究人员已经针对贝氏体做了较多的研究, 并根据不同的转变温度区间, 将贝氏体区分为上贝氏体和下贝氏体[7 ] . 研究[8 ,9 ] 表明, 上贝氏体的转变基于低共格的铁素体/奥氏体晶界的迁移, 而下贝氏体转变则是基于近乎无扩散, 并保持原有的共格晶界. 另外, 随着球墨铸铁在耐磨领域的应用, 也对其磨损行为进行了深入研究. Abedi等[10 ] 发现等温淬火球墨铸铁在磨粒磨损过程中表现为3个磨损机制, 分别为氧化磨损、粘着磨损和分层断裂机制. Slatter等[11 ] 研究了低碳钢和片层状石墨铸铁的冲击磨损行为, 证实磨损表面的变形对材料的耐磨性能有着积极的影响, 而片层状石墨铸铁性能的改善明显优于低碳钢. Zhou等[12 ] 研究了不同合金成分的马氏体球墨铸铁在不同pH值的腐蚀环境中的腐蚀磨损机制, 认为马氏体球墨铸铁的抗腐蚀磨损性能随着泥浆介质的pH值和Cu, Ni, Cr添加量的增大而提高. Efremenko等[13 ] 研究了显微组织及化学成分对铁基合金的冲击磨粒腐蚀磨损性能的影响, 指出铁基合金的抗腐蚀磨损的性能受抗腐蚀能力和抗变形能力的综合影响, 并且马氏体-奥氏体的显微组织具有最为优异的抗腐蚀磨损性能, 这种组织最适合应用于腐蚀磨损环境. 吕振林等[14 ] 对马氏体球墨铸铁腐蚀磨损特性进行了研究, 发现在静载三体磨料磨损或静载三体腐蚀磨损中, 马氏体球墨铸铁均优于低Cr白口铸铁, 而且适当提高Si含量有利于提高腐蚀磨损耐磨性, 而且在酸性砂浆中效果较明显. 虽然, 针对不同显微组织的球墨铸铁已经有了较多研究, 但是并未对下贝氏体球墨铸铁的腐蚀磨粒磨损机制进行更为全面和深入的研究. ...
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2011
... 球墨铸铁是20世纪50年代发展起来的一种高强度铸铁材料, 目前已经在汽车制造、农用机械、铁路、建筑、军事等领域有了广泛的应用, 尤其是齿轮、轴类等需要高耐磨性能的部件[1 -3 ] . 而贝氏体球墨铸铁的出现又进一步提高了球墨铸铁的综合力学性能, 使其拥有更高的塑性、断裂韧性和疲劳强度[4 -6 ] . 至今, 国内外研究人员已经针对贝氏体做了较多的研究, 并根据不同的转变温度区间, 将贝氏体区分为上贝氏体和下贝氏体[7 ] . 研究[8 ,9 ] 表明, 上贝氏体的转变基于低共格的铁素体/奥氏体晶界的迁移, 而下贝氏体转变则是基于近乎无扩散, 并保持原有的共格晶界. 另外, 随着球墨铸铁在耐磨领域的应用, 也对其磨损行为进行了深入研究. Abedi等[10 ] 发现等温淬火球墨铸铁在磨粒磨损过程中表现为3个磨损机制, 分别为氧化磨损、粘着磨损和分层断裂机制. Slatter等[11 ] 研究了低碳钢和片层状石墨铸铁的冲击磨损行为, 证实磨损表面的变形对材料的耐磨性能有着积极的影响, 而片层状石墨铸铁性能的改善明显优于低碳钢. Zhou等[12 ] 研究了不同合金成分的马氏体球墨铸铁在不同pH值的腐蚀环境中的腐蚀磨损机制, 认为马氏体球墨铸铁的抗腐蚀磨损性能随着泥浆介质的pH值和Cu, Ni, Cr添加量的增大而提高. Efremenko等[13 ] 研究了显微组织及化学成分对铁基合金的冲击磨粒腐蚀磨损性能的影响, 指出铁基合金的抗腐蚀磨损的性能受抗腐蚀能力和抗变形能力的综合影响, 并且马氏体-奥氏体的显微组织具有最为优异的抗腐蚀磨损性能, 这种组织最适合应用于腐蚀磨损环境. 吕振林等[14 ] 对马氏体球墨铸铁腐蚀磨损特性进行了研究, 发现在静载三体磨料磨损或静载三体腐蚀磨损中, 马氏体球墨铸铁均优于低Cr白口铸铁, 而且适当提高Si含量有利于提高腐蚀磨损耐磨性, 而且在酸性砂浆中效果较明显. 虽然, 针对不同显微组织的球墨铸铁已经有了较多研究, 但是并未对下贝氏体球墨铸铁的腐蚀磨粒磨损机制进行更为全面和深入的研究. ...
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2009
... 球墨铸铁是20世纪50年代发展起来的一种高强度铸铁材料, 目前已经在汽车制造、农用机械、铁路、建筑、军事等领域有了广泛的应用, 尤其是齿轮、轴类等需要高耐磨性能的部件[1 -3 ] . 而贝氏体球墨铸铁的出现又进一步提高了球墨铸铁的综合力学性能, 使其拥有更高的塑性、断裂韧性和疲劳强度[4 -6 ] . 至今, 国内外研究人员已经针对贝氏体做了较多的研究, 并根据不同的转变温度区间, 将贝氏体区分为上贝氏体和下贝氏体[7 ] . 研究[8 ,9 ] 表明, 上贝氏体的转变基于低共格的铁素体/奥氏体晶界的迁移, 而下贝氏体转变则是基于近乎无扩散, 并保持原有的共格晶界. 另外, 随着球墨铸铁在耐磨领域的应用, 也对其磨损行为进行了深入研究. Abedi等[10 ] 发现等温淬火球墨铸铁在磨粒磨损过程中表现为3个磨损机制, 分别为氧化磨损、粘着磨损和分层断裂机制. Slatter等[11 ] 研究了低碳钢和片层状石墨铸铁的冲击磨损行为, 证实磨损表面的变形对材料的耐磨性能有着积极的影响, 而片层状石墨铸铁性能的改善明显优于低碳钢. Zhou等[12 ] 研究了不同合金成分的马氏体球墨铸铁在不同pH值的腐蚀环境中的腐蚀磨损机制, 认为马氏体球墨铸铁的抗腐蚀磨损性能随着泥浆介质的pH值和Cu, Ni, Cr添加量的增大而提高. Efremenko等[13 ] 研究了显微组织及化学成分对铁基合金的冲击磨粒腐蚀磨损性能的影响, 指出铁基合金的抗腐蚀磨损的性能受抗腐蚀能力和抗变形能力的综合影响, 并且马氏体-奥氏体的显微组织具有最为优异的抗腐蚀磨损性能, 这种组织最适合应用于腐蚀磨损环境. 吕振林等[14 ] 对马氏体球墨铸铁腐蚀磨损特性进行了研究, 发现在静载三体磨料磨损或静载三体腐蚀磨损中, 马氏体球墨铸铁均优于低Cr白口铸铁, 而且适当提高Si含量有利于提高腐蚀磨损耐磨性, 而且在酸性砂浆中效果较明显. 虽然, 针对不同显微组织的球墨铸铁已经有了较多研究, 但是并未对下贝氏体球墨铸铁的腐蚀磨粒磨损机制进行更为全面和深入的研究. ...
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2012
... 球墨铸铁是20世纪50年代发展起来的一种高强度铸铁材料, 目前已经在汽车制造、农用机械、铁路、建筑、军事等领域有了广泛的应用, 尤其是齿轮、轴类等需要高耐磨性能的部件[1 -3 ] . 而贝氏体球墨铸铁的出现又进一步提高了球墨铸铁的综合力学性能, 使其拥有更高的塑性、断裂韧性和疲劳强度[4 -6 ] . 至今, 国内外研究人员已经针对贝氏体做了较多的研究, 并根据不同的转变温度区间, 将贝氏体区分为上贝氏体和下贝氏体[7 ] . 研究[8 ,9 ] 表明, 上贝氏体的转变基于低共格的铁素体/奥氏体晶界的迁移, 而下贝氏体转变则是基于近乎无扩散, 并保持原有的共格晶界. 另外, 随着球墨铸铁在耐磨领域的应用, 也对其磨损行为进行了深入研究. Abedi等[10 ] 发现等温淬火球墨铸铁在磨粒磨损过程中表现为3个磨损机制, 分别为氧化磨损、粘着磨损和分层断裂机制. Slatter等[11 ] 研究了低碳钢和片层状石墨铸铁的冲击磨损行为, 证实磨损表面的变形对材料的耐磨性能有着积极的影响, 而片层状石墨铸铁性能的改善明显优于低碳钢. Zhou等[12 ] 研究了不同合金成分的马氏体球墨铸铁在不同pH值的腐蚀环境中的腐蚀磨损机制, 认为马氏体球墨铸铁的抗腐蚀磨损性能随着泥浆介质的pH值和Cu, Ni, Cr添加量的增大而提高. Efremenko等[13 ] 研究了显微组织及化学成分对铁基合金的冲击磨粒腐蚀磨损性能的影响, 指出铁基合金的抗腐蚀磨损的性能受抗腐蚀能力和抗变形能力的综合影响, 并且马氏体-奥氏体的显微组织具有最为优异的抗腐蚀磨损性能, 这种组织最适合应用于腐蚀磨损环境. 吕振林等[14 ] 对马氏体球墨铸铁腐蚀磨损特性进行了研究, 发现在静载三体磨料磨损或静载三体腐蚀磨损中, 马氏体球墨铸铁均优于低Cr白口铸铁, 而且适当提高Si含量有利于提高腐蚀磨损耐磨性, 而且在酸性砂浆中效果较明显. 虽然, 针对不同显微组织的球墨铸铁已经有了较多研究, 但是并未对下贝氏体球墨铸铁的腐蚀磨粒磨损机制进行更为全面和深入的研究. ...
... 载荷对下贝氏体球墨铸铁的磨粒磨损有着显著的影响. 载荷的增大使材料与磨粒间摩擦力和磨粒压入材料表面的深度显著增加, 大量石墨从基体直接脱落, 这将提升材料表面的磨粒磨损失重率. 同时, 材料表层分层组织的出现对失重率有明显的影响. 研究[19 ,20 ] 表明, 在表面拉应力作用下, 微裂纹首先在石墨-基体界面上萌生, 并沿界面扩展, 基体中的裂纹多数是沿贝氏体铁素体-奥氏体界面扩展, 不同取向的基体组织可使裂纹偏转或分叉, 而主裂纹扩展过程中前方始终存在石墨-基体界面的开裂. 另外, 磨损表面的分层组织在反复形变后将出现疲劳[21 ,22 ] . 因此, 内部的微裂纹萌生并扩展至表面, 最终使得分层组织整体从基体脱落, 这将显著提高材料的失重率. 然而, 磨损亚表层显微硬度的提高对改善材料表面耐磨性能有一定的效果, 这是因为下贝氏体球墨铸铁基体中含有少量的残余奥氏体, 在塑性变形过程中, 随着外界应力增大, 伴随着残留奥氏体内部位错的缠结或马氏体转变[23 ] , 在此过程中处在贝氏体附近的残留奥氏体能够连续吸收来自周边贝氏体的位错, 这导致贝氏体内部的平均位错密度下降而其本身位错密度上升. 图9为腐蚀磨损后显微组织中高位错密度的奥氏体及其周围的低位错密度的下贝氏体形貌, 贝氏体并未发生加工硬化, 这使得贝氏体和残留奥氏体之间形成较高的塑性变形协调能力[24 ] . 另外也有研究[8 ] 发现, 如果钢中存在适量的奥氏体, 并且奥氏体与贝氏体或马氏体之间具有共格或半共格界面, 则残留奥氏体也能提高贝氏体-马氏体钢的韧性. ...
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1999
... 球墨铸铁是20世纪50年代发展起来的一种高强度铸铁材料, 目前已经在汽车制造、农用机械、铁路、建筑、军事等领域有了广泛的应用, 尤其是齿轮、轴类等需要高耐磨性能的部件[1 -3 ] . 而贝氏体球墨铸铁的出现又进一步提高了球墨铸铁的综合力学性能, 使其拥有更高的塑性、断裂韧性和疲劳强度[4 -6 ] . 至今, 国内外研究人员已经针对贝氏体做了较多的研究, 并根据不同的转变温度区间, 将贝氏体区分为上贝氏体和下贝氏体[7 ] . 研究[8 ,9 ] 表明, 上贝氏体的转变基于低共格的铁素体/奥氏体晶界的迁移, 而下贝氏体转变则是基于近乎无扩散, 并保持原有的共格晶界. 另外, 随着球墨铸铁在耐磨领域的应用, 也对其磨损行为进行了深入研究. Abedi等[10 ] 发现等温淬火球墨铸铁在磨粒磨损过程中表现为3个磨损机制, 分别为氧化磨损、粘着磨损和分层断裂机制. Slatter等[11 ] 研究了低碳钢和片层状石墨铸铁的冲击磨损行为, 证实磨损表面的变形对材料的耐磨性能有着积极的影响, 而片层状石墨铸铁性能的改善明显优于低碳钢. Zhou等[12 ] 研究了不同合金成分的马氏体球墨铸铁在不同pH值的腐蚀环境中的腐蚀磨损机制, 认为马氏体球墨铸铁的抗腐蚀磨损性能随着泥浆介质的pH值和Cu, Ni, Cr添加量的增大而提高. Efremenko等[13 ] 研究了显微组织及化学成分对铁基合金的冲击磨粒腐蚀磨损性能的影响, 指出铁基合金的抗腐蚀磨损的性能受抗腐蚀能力和抗变形能力的综合影响, 并且马氏体-奥氏体的显微组织具有最为优异的抗腐蚀磨损性能, 这种组织最适合应用于腐蚀磨损环境. 吕振林等[14 ] 对马氏体球墨铸铁腐蚀磨损特性进行了研究, 发现在静载三体磨料磨损或静载三体腐蚀磨损中, 马氏体球墨铸铁均优于低Cr白口铸铁, 而且适当提高Si含量有利于提高腐蚀磨损耐磨性, 而且在酸性砂浆中效果较明显. 虽然, 针对不同显微组织的球墨铸铁已经有了较多研究, 但是并未对下贝氏体球墨铸铁的腐蚀磨粒磨损机制进行更为全面和深入的研究. ...
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2010
... 球墨铸铁是20世纪50年代发展起来的一种高强度铸铁材料, 目前已经在汽车制造、农用机械、铁路、建筑、军事等领域有了广泛的应用, 尤其是齿轮、轴类等需要高耐磨性能的部件[1 -3 ] . 而贝氏体球墨铸铁的出现又进一步提高了球墨铸铁的综合力学性能, 使其拥有更高的塑性、断裂韧性和疲劳强度[4 -6 ] . 至今, 国内外研究人员已经针对贝氏体做了较多的研究, 并根据不同的转变温度区间, 将贝氏体区分为上贝氏体和下贝氏体[7 ] . 研究[8 ,9 ] 表明, 上贝氏体的转变基于低共格的铁素体/奥氏体晶界的迁移, 而下贝氏体转变则是基于近乎无扩散, 并保持原有的共格晶界. 另外, 随着球墨铸铁在耐磨领域的应用, 也对其磨损行为进行了深入研究. Abedi等[10 ] 发现等温淬火球墨铸铁在磨粒磨损过程中表现为3个磨损机制, 分别为氧化磨损、粘着磨损和分层断裂机制. Slatter等[11 ] 研究了低碳钢和片层状石墨铸铁的冲击磨损行为, 证实磨损表面的变形对材料的耐磨性能有着积极的影响, 而片层状石墨铸铁性能的改善明显优于低碳钢. Zhou等[12 ] 研究了不同合金成分的马氏体球墨铸铁在不同pH值的腐蚀环境中的腐蚀磨损机制, 认为马氏体球墨铸铁的抗腐蚀磨损性能随着泥浆介质的pH值和Cu, Ni, Cr添加量的增大而提高. Efremenko等[13 ] 研究了显微组织及化学成分对铁基合金的冲击磨粒腐蚀磨损性能的影响, 指出铁基合金的抗腐蚀磨损的性能受抗腐蚀能力和抗变形能力的综合影响, 并且马氏体-奥氏体的显微组织具有最为优异的抗腐蚀磨损性能, 这种组织最适合应用于腐蚀磨损环境. 吕振林等[14 ] 对马氏体球墨铸铁腐蚀磨损特性进行了研究, 发现在静载三体磨料磨损或静载三体腐蚀磨损中, 马氏体球墨铸铁均优于低Cr白口铸铁, 而且适当提高Si含量有利于提高腐蚀磨损耐磨性, 而且在酸性砂浆中效果较明显. 虽然, 针对不同显微组织的球墨铸铁已经有了较多研究, 但是并未对下贝氏体球墨铸铁的腐蚀磨粒磨损机制进行更为全面和深入的研究. ...
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2011
... 球墨铸铁是20世纪50年代发展起来的一种高强度铸铁材料, 目前已经在汽车制造、农用机械、铁路、建筑、军事等领域有了广泛的应用, 尤其是齿轮、轴类等需要高耐磨性能的部件[1 -3 ] . 而贝氏体球墨铸铁的出现又进一步提高了球墨铸铁的综合力学性能, 使其拥有更高的塑性、断裂韧性和疲劳强度[4 -6 ] . 至今, 国内外研究人员已经针对贝氏体做了较多的研究, 并根据不同的转变温度区间, 将贝氏体区分为上贝氏体和下贝氏体[7 ] . 研究[8 ,9 ] 表明, 上贝氏体的转变基于低共格的铁素体/奥氏体晶界的迁移, 而下贝氏体转变则是基于近乎无扩散, 并保持原有的共格晶界. 另外, 随着球墨铸铁在耐磨领域的应用, 也对其磨损行为进行了深入研究. Abedi等[10 ] 发现等温淬火球墨铸铁在磨粒磨损过程中表现为3个磨损机制, 分别为氧化磨损、粘着磨损和分层断裂机制. Slatter等[11 ] 研究了低碳钢和片层状石墨铸铁的冲击磨损行为, 证实磨损表面的变形对材料的耐磨性能有着积极的影响, 而片层状石墨铸铁性能的改善明显优于低碳钢. Zhou等[12 ] 研究了不同合金成分的马氏体球墨铸铁在不同pH值的腐蚀环境中的腐蚀磨损机制, 认为马氏体球墨铸铁的抗腐蚀磨损性能随着泥浆介质的pH值和Cu, Ni, Cr添加量的增大而提高. Efremenko等[13 ] 研究了显微组织及化学成分对铁基合金的冲击磨粒腐蚀磨损性能的影响, 指出铁基合金的抗腐蚀磨损的性能受抗腐蚀能力和抗变形能力的综合影响, 并且马氏体-奥氏体的显微组织具有最为优异的抗腐蚀磨损性能, 这种组织最适合应用于腐蚀磨损环境. 吕振林等[14 ] 对马氏体球墨铸铁腐蚀磨损特性进行了研究, 发现在静载三体磨料磨损或静载三体腐蚀磨损中, 马氏体球墨铸铁均优于低Cr白口铸铁, 而且适当提高Si含量有利于提高腐蚀磨损耐磨性, 而且在酸性砂浆中效果较明显. 虽然, 针对不同显微组织的球墨铸铁已经有了较多研究, 但是并未对下贝氏体球墨铸铁的腐蚀磨粒磨损机制进行更为全面和深入的研究. ...
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2007
... 球墨铸铁是20世纪50年代发展起来的一种高强度铸铁材料, 目前已经在汽车制造、农用机械、铁路、建筑、军事等领域有了广泛的应用, 尤其是齿轮、轴类等需要高耐磨性能的部件[1 -3 ] . 而贝氏体球墨铸铁的出现又进一步提高了球墨铸铁的综合力学性能, 使其拥有更高的塑性、断裂韧性和疲劳强度[4 -6 ] . 至今, 国内外研究人员已经针对贝氏体做了较多的研究, 并根据不同的转变温度区间, 将贝氏体区分为上贝氏体和下贝氏体[7 ] . 研究[8 ,9 ] 表明, 上贝氏体的转变基于低共格的铁素体/奥氏体晶界的迁移, 而下贝氏体转变则是基于近乎无扩散, 并保持原有的共格晶界. 另外, 随着球墨铸铁在耐磨领域的应用, 也对其磨损行为进行了深入研究. Abedi等[10 ] 发现等温淬火球墨铸铁在磨粒磨损过程中表现为3个磨损机制, 分别为氧化磨损、粘着磨损和分层断裂机制. Slatter等[11 ] 研究了低碳钢和片层状石墨铸铁的冲击磨损行为, 证实磨损表面的变形对材料的耐磨性能有着积极的影响, 而片层状石墨铸铁性能的改善明显优于低碳钢. Zhou等[12 ] 研究了不同合金成分的马氏体球墨铸铁在不同pH值的腐蚀环境中的腐蚀磨损机制, 认为马氏体球墨铸铁的抗腐蚀磨损性能随着泥浆介质的pH值和Cu, Ni, Cr添加量的增大而提高. Efremenko等[13 ] 研究了显微组织及化学成分对铁基合金的冲击磨粒腐蚀磨损性能的影响, 指出铁基合金的抗腐蚀磨损的性能受抗腐蚀能力和抗变形能力的综合影响, 并且马氏体-奥氏体的显微组织具有最为优异的抗腐蚀磨损性能, 这种组织最适合应用于腐蚀磨损环境. 吕振林等[14 ] 对马氏体球墨铸铁腐蚀磨损特性进行了研究, 发现在静载三体磨料磨损或静载三体腐蚀磨损中, 马氏体球墨铸铁均优于低Cr白口铸铁, 而且适当提高Si含量有利于提高腐蚀磨损耐磨性, 而且在酸性砂浆中效果较明显. 虽然, 针对不同显微组织的球墨铸铁已经有了较多研究, 但是并未对下贝氏体球墨铸铁的腐蚀磨粒磨损机制进行更为全面和深入的研究. ...
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2013
... 球墨铸铁是20世纪50年代发展起来的一种高强度铸铁材料, 目前已经在汽车制造、农用机械、铁路、建筑、军事等领域有了广泛的应用, 尤其是齿轮、轴类等需要高耐磨性能的部件[1 -3 ] . 而贝氏体球墨铸铁的出现又进一步提高了球墨铸铁的综合力学性能, 使其拥有更高的塑性、断裂韧性和疲劳强度[4 -6 ] . 至今, 国内外研究人员已经针对贝氏体做了较多的研究, 并根据不同的转变温度区间, 将贝氏体区分为上贝氏体和下贝氏体[7 ] . 研究[8 ,9 ] 表明, 上贝氏体的转变基于低共格的铁素体/奥氏体晶界的迁移, 而下贝氏体转变则是基于近乎无扩散, 并保持原有的共格晶界. 另外, 随着球墨铸铁在耐磨领域的应用, 也对其磨损行为进行了深入研究. Abedi等[10 ] 发现等温淬火球墨铸铁在磨粒磨损过程中表现为3个磨损机制, 分别为氧化磨损、粘着磨损和分层断裂机制. Slatter等[11 ] 研究了低碳钢和片层状石墨铸铁的冲击磨损行为, 证实磨损表面的变形对材料的耐磨性能有着积极的影响, 而片层状石墨铸铁性能的改善明显优于低碳钢. Zhou等[12 ] 研究了不同合金成分的马氏体球墨铸铁在不同pH值的腐蚀环境中的腐蚀磨损机制, 认为马氏体球墨铸铁的抗腐蚀磨损性能随着泥浆介质的pH值和Cu, Ni, Cr添加量的增大而提高. Efremenko等[13 ] 研究了显微组织及化学成分对铁基合金的冲击磨粒腐蚀磨损性能的影响, 指出铁基合金的抗腐蚀磨损的性能受抗腐蚀能力和抗变形能力的综合影响, 并且马氏体-奥氏体的显微组织具有最为优异的抗腐蚀磨损性能, 这种组织最适合应用于腐蚀磨损环境. 吕振林等[14 ] 对马氏体球墨铸铁腐蚀磨损特性进行了研究, 发现在静载三体磨料磨损或静载三体腐蚀磨损中, 马氏体球墨铸铁均优于低Cr白口铸铁, 而且适当提高Si含量有利于提高腐蚀磨损耐磨性, 而且在酸性砂浆中效果较明显. 虽然, 针对不同显微组织的球墨铸铁已经有了较多研究, 但是并未对下贝氏体球墨铸铁的腐蚀磨粒磨损机制进行更为全面和深入的研究. ...
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2011
... 球墨铸铁是20世纪50年代发展起来的一种高强度铸铁材料, 目前已经在汽车制造、农用机械、铁路、建筑、军事等领域有了广泛的应用, 尤其是齿轮、轴类等需要高耐磨性能的部件[1 -3 ] . 而贝氏体球墨铸铁的出现又进一步提高了球墨铸铁的综合力学性能, 使其拥有更高的塑性、断裂韧性和疲劳强度[4 -6 ] . 至今, 国内外研究人员已经针对贝氏体做了较多的研究, 并根据不同的转变温度区间, 将贝氏体区分为上贝氏体和下贝氏体[7 ] . 研究[8 ,9 ] 表明, 上贝氏体的转变基于低共格的铁素体/奥氏体晶界的迁移, 而下贝氏体转变则是基于近乎无扩散, 并保持原有的共格晶界. 另外, 随着球墨铸铁在耐磨领域的应用, 也对其磨损行为进行了深入研究. Abedi等[10 ] 发现等温淬火球墨铸铁在磨粒磨损过程中表现为3个磨损机制, 分别为氧化磨损、粘着磨损和分层断裂机制. Slatter等[11 ] 研究了低碳钢和片层状石墨铸铁的冲击磨损行为, 证实磨损表面的变形对材料的耐磨性能有着积极的影响, 而片层状石墨铸铁性能的改善明显优于低碳钢. Zhou等[12 ] 研究了不同合金成分的马氏体球墨铸铁在不同pH值的腐蚀环境中的腐蚀磨损机制, 认为马氏体球墨铸铁的抗腐蚀磨损性能随着泥浆介质的pH值和Cu, Ni, Cr添加量的增大而提高. Efremenko等[13 ] 研究了显微组织及化学成分对铁基合金的冲击磨粒腐蚀磨损性能的影响, 指出铁基合金的抗腐蚀磨损的性能受抗腐蚀能力和抗变形能力的综合影响, 并且马氏体-奥氏体的显微组织具有最为优异的抗腐蚀磨损性能, 这种组织最适合应用于腐蚀磨损环境. 吕振林等[14 ] 对马氏体球墨铸铁腐蚀磨损特性进行了研究, 发现在静载三体磨料磨损或静载三体腐蚀磨损中, 马氏体球墨铸铁均优于低Cr白口铸铁, 而且适当提高Si含量有利于提高腐蚀磨损耐磨性, 而且在酸性砂浆中效果较明显. 虽然, 针对不同显微组织的球墨铸铁已经有了较多研究, 但是并未对下贝氏体球墨铸铁的腐蚀磨粒磨损机制进行更为全面和深入的研究. ...
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2011
... 球墨铸铁是20世纪50年代发展起来的一种高强度铸铁材料, 目前已经在汽车制造、农用机械、铁路、建筑、军事等领域有了广泛的应用, 尤其是齿轮、轴类等需要高耐磨性能的部件[1 -3 ] . 而贝氏体球墨铸铁的出现又进一步提高了球墨铸铁的综合力学性能, 使其拥有更高的塑性、断裂韧性和疲劳强度[4 -6 ] . 至今, 国内外研究人员已经针对贝氏体做了较多的研究, 并根据不同的转变温度区间, 将贝氏体区分为上贝氏体和下贝氏体[7 ] . 研究[8 ,9 ] 表明, 上贝氏体的转变基于低共格的铁素体/奥氏体晶界的迁移, 而下贝氏体转变则是基于近乎无扩散, 并保持原有的共格晶界. 另外, 随着球墨铸铁在耐磨领域的应用, 也对其磨损行为进行了深入研究. Abedi等[10 ] 发现等温淬火球墨铸铁在磨粒磨损过程中表现为3个磨损机制, 分别为氧化磨损、粘着磨损和分层断裂机制. Slatter等[11 ] 研究了低碳钢和片层状石墨铸铁的冲击磨损行为, 证实磨损表面的变形对材料的耐磨性能有着积极的影响, 而片层状石墨铸铁性能的改善明显优于低碳钢. Zhou等[12 ] 研究了不同合金成分的马氏体球墨铸铁在不同pH值的腐蚀环境中的腐蚀磨损机制, 认为马氏体球墨铸铁的抗腐蚀磨损性能随着泥浆介质的pH值和Cu, Ni, Cr添加量的增大而提高. Efremenko等[13 ] 研究了显微组织及化学成分对铁基合金的冲击磨粒腐蚀磨损性能的影响, 指出铁基合金的抗腐蚀磨损的性能受抗腐蚀能力和抗变形能力的综合影响, 并且马氏体-奥氏体的显微组织具有最为优异的抗腐蚀磨损性能, 这种组织最适合应用于腐蚀磨损环境. 吕振林等[14 ] 对马氏体球墨铸铁腐蚀磨损特性进行了研究, 发现在静载三体磨料磨损或静载三体腐蚀磨损中, 马氏体球墨铸铁均优于低Cr白口铸铁, 而且适当提高Si含量有利于提高腐蚀磨损耐磨性, 而且在酸性砂浆中效果较明显. 虽然, 针对不同显微组织的球墨铸铁已经有了较多研究, 但是并未对下贝氏体球墨铸铁的腐蚀磨粒磨损机制进行更为全面和深入的研究. ...
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2002
... 腐蚀磨损实验可用于研究腐蚀磨损过程中材料表层组织形态的变化和腐蚀磨损失重及失重率, 是研究材料在实际腐蚀介质中磨损行为的有效的室验方法[15 ] . 图3为不同载荷下下贝氏体球墨铸铁的腐蚀表面形貌, 由于试样与磨粒之间以点接触的形式进行磨损, 磨损表面出现大量相互平行的犁沟. 随着载荷的增加, 磨损表面的犁沟深度逐渐增大, 试样表面的粗糙度急剧增大. 值得关注的是, 当载荷为10 N时, 试样的磨损表面只是有少量的犁沟, 材料表面并未出现腐蚀形貌, 如图3a所示. 当载荷增至50 N时, 表面出现少量由于石墨球脱落而产生的凹坑(图3b). 当载荷继续增大时, 凹坑的数目逐渐增多, 并且磨损表面出现细针状的下贝氏体基体形貌, 这说明当载荷增至100 N以后, 磨损表面的化学腐蚀明显加快(图3c和d). 当载荷增至200 N时, 磨损表面的石墨球近乎完全脱落, 细针状的下贝氏体基体形貌更为清晰(图3e). 根据腐蚀磨损表面特征不难发现, 在较低载荷的作用下, 下贝氏体球墨铸铁的犁沟类磨粒磨损速率明显高于其腐蚀速率, 导致表层的腐蚀形貌并未保留下来, 而是由于切削作用直接脱落. 在较高载荷的作用下, 腐蚀速率显著上升. 同时, 大量石墨球的脱落也加剧材料的失重. ...
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2013
... 腐蚀电流密度是表征材料在腐蚀介质中抗腐蚀性能的重要参数[16 ] , 也是估计材料腐蚀失重速率的重要依据. 腐蚀电流密度越大, 材料的腐蚀失重和失重率越高[17 ] . 表面粗糙度不同的下贝氏体球墨铸铁在腐蚀介质中的电化学极化曲线如图7所示. 采用Tafel直线外推法[18 ] 计算试样的腐蚀电位Ecorr 和腐蚀电流密度icorr , 结果如表1所示. 不同粗糙度试样的腐蚀电位基本不变, 而腐蚀电流密度则随着材料表面粗糙度的增大急剧增加, 当粗糙度为5.20 μm时, 材料的腐蚀电流密度达到5.62 mA/cm2 , 材料的腐蚀速率显著增大. 如图8所示, 腐蚀电流密度icorr 与材料表面粗糙度Ra 成正比, 通过直线拟合得到函数式为: ...
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2013
... 腐蚀电流密度是表征材料在腐蚀介质中抗腐蚀性能的重要参数[16 ] , 也是估计材料腐蚀失重速率的重要依据. 腐蚀电流密度越大, 材料的腐蚀失重和失重率越高[17 ] . 表面粗糙度不同的下贝氏体球墨铸铁在腐蚀介质中的电化学极化曲线如图7所示. 采用Tafel直线外推法[18 ] 计算试样的腐蚀电位Ecorr 和腐蚀电流密度icorr , 结果如表1所示. 不同粗糙度试样的腐蚀电位基本不变, 而腐蚀电流密度则随着材料表面粗糙度的增大急剧增加, 当粗糙度为5.20 μm时, 材料的腐蚀电流密度达到5.62 mA/cm2 , 材料的腐蚀速率显著增大. 如图8所示, 腐蚀电流密度icorr 与材料表面粗糙度Ra 成正比, 通过直线拟合得到函数式为: ...
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2005
... 腐蚀电流密度是表征材料在腐蚀介质中抗腐蚀性能的重要参数[16 ] , 也是估计材料腐蚀失重速率的重要依据. 腐蚀电流密度越大, 材料的腐蚀失重和失重率越高[17 ] . 表面粗糙度不同的下贝氏体球墨铸铁在腐蚀介质中的电化学极化曲线如图7所示. 采用Tafel直线外推法[18 ] 计算试样的腐蚀电位Ecorr 和腐蚀电流密度icorr , 结果如表1所示. 不同粗糙度试样的腐蚀电位基本不变, 而腐蚀电流密度则随着材料表面粗糙度的增大急剧增加, 当粗糙度为5.20 μm时, 材料的腐蚀电流密度达到5.62 mA/cm2 , 材料的腐蚀速率显著增大. 如图8所示, 腐蚀电流密度icorr 与材料表面粗糙度Ra 成正比, 通过直线拟合得到函数式为: ...
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2004
... 载荷对下贝氏体球墨铸铁的磨粒磨损有着显著的影响. 载荷的增大使材料与磨粒间摩擦力和磨粒压入材料表面的深度显著增加, 大量石墨从基体直接脱落, 这将提升材料表面的磨粒磨损失重率. 同时, 材料表层分层组织的出现对失重率有明显的影响. 研究[19 ,20 ] 表明, 在表面拉应力作用下, 微裂纹首先在石墨-基体界面上萌生, 并沿界面扩展, 基体中的裂纹多数是沿贝氏体铁素体-奥氏体界面扩展, 不同取向的基体组织可使裂纹偏转或分叉, 而主裂纹扩展过程中前方始终存在石墨-基体界面的开裂. 另外, 磨损表面的分层组织在反复形变后将出现疲劳[21 ,22 ] . 因此, 内部的微裂纹萌生并扩展至表面, 最终使得分层组织整体从基体脱落, 这将显著提高材料的失重率. 然而, 磨损亚表层显微硬度的提高对改善材料表面耐磨性能有一定的效果, 这是因为下贝氏体球墨铸铁基体中含有少量的残余奥氏体, 在塑性变形过程中, 随着外界应力增大, 伴随着残留奥氏体内部位错的缠结或马氏体转变[23 ] , 在此过程中处在贝氏体附近的残留奥氏体能够连续吸收来自周边贝氏体的位错, 这导致贝氏体内部的平均位错密度下降而其本身位错密度上升. 图9为腐蚀磨损后显微组织中高位错密度的奥氏体及其周围的低位错密度的下贝氏体形貌, 贝氏体并未发生加工硬化, 这使得贝氏体和残留奥氏体之间形成较高的塑性变形协调能力[24 ] . 另外也有研究[8 ] 发现, 如果钢中存在适量的奥氏体, 并且奥氏体与贝氏体或马氏体之间具有共格或半共格界面, 则残留奥氏体也能提高贝氏体-马氏体钢的韧性. ...
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2004
... 载荷对下贝氏体球墨铸铁的磨粒磨损有着显著的影响. 载荷的增大使材料与磨粒间摩擦力和磨粒压入材料表面的深度显著增加, 大量石墨从基体直接脱落, 这将提升材料表面的磨粒磨损失重率. 同时, 材料表层分层组织的出现对失重率有明显的影响. 研究[19 ,20 ] 表明, 在表面拉应力作用下, 微裂纹首先在石墨-基体界面上萌生, 并沿界面扩展, 基体中的裂纹多数是沿贝氏体铁素体-奥氏体界面扩展, 不同取向的基体组织可使裂纹偏转或分叉, 而主裂纹扩展过程中前方始终存在石墨-基体界面的开裂. 另外, 磨损表面的分层组织在反复形变后将出现疲劳[21 ,22 ] . 因此, 内部的微裂纹萌生并扩展至表面, 最终使得分层组织整体从基体脱落, 这将显著提高材料的失重率. 然而, 磨损亚表层显微硬度的提高对改善材料表面耐磨性能有一定的效果, 这是因为下贝氏体球墨铸铁基体中含有少量的残余奥氏体, 在塑性变形过程中, 随着外界应力增大, 伴随着残留奥氏体内部位错的缠结或马氏体转变[23 ] , 在此过程中处在贝氏体附近的残留奥氏体能够连续吸收来自周边贝氏体的位错, 这导致贝氏体内部的平均位错密度下降而其本身位错密度上升. 图9为腐蚀磨损后显微组织中高位错密度的奥氏体及其周围的低位错密度的下贝氏体形貌, 贝氏体并未发生加工硬化, 这使得贝氏体和残留奥氏体之间形成较高的塑性变形协调能力[24 ] . 另外也有研究[8 ] 发现, 如果钢中存在适量的奥氏体, 并且奥氏体与贝氏体或马氏体之间具有共格或半共格界面, 则残留奥氏体也能提高贝氏体-马氏体钢的韧性. ...
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2007
... 载荷对下贝氏体球墨铸铁的磨粒磨损有着显著的影响. 载荷的增大使材料与磨粒间摩擦力和磨粒压入材料表面的深度显著增加, 大量石墨从基体直接脱落, 这将提升材料表面的磨粒磨损失重率. 同时, 材料表层分层组织的出现对失重率有明显的影响. 研究[19 ,20 ] 表明, 在表面拉应力作用下, 微裂纹首先在石墨-基体界面上萌生, 并沿界面扩展, 基体中的裂纹多数是沿贝氏体铁素体-奥氏体界面扩展, 不同取向的基体组织可使裂纹偏转或分叉, 而主裂纹扩展过程中前方始终存在石墨-基体界面的开裂. 另外, 磨损表面的分层组织在反复形变后将出现疲劳[21 ,22 ] . 因此, 内部的微裂纹萌生并扩展至表面, 最终使得分层组织整体从基体脱落, 这将显著提高材料的失重率. 然而, 磨损亚表层显微硬度的提高对改善材料表面耐磨性能有一定的效果, 这是因为下贝氏体球墨铸铁基体中含有少量的残余奥氏体, 在塑性变形过程中, 随着外界应力增大, 伴随着残留奥氏体内部位错的缠结或马氏体转变[23 ] , 在此过程中处在贝氏体附近的残留奥氏体能够连续吸收来自周边贝氏体的位错, 这导致贝氏体内部的平均位错密度下降而其本身位错密度上升. 图9为腐蚀磨损后显微组织中高位错密度的奥氏体及其周围的低位错密度的下贝氏体形貌, 贝氏体并未发生加工硬化, 这使得贝氏体和残留奥氏体之间形成较高的塑性变形协调能力[24 ] . 另外也有研究[8 ] 发现, 如果钢中存在适量的奥氏体, 并且奥氏体与贝氏体或马氏体之间具有共格或半共格界面, 则残留奥氏体也能提高贝氏体-马氏体钢的韧性. ...
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2004
... 载荷对下贝氏体球墨铸铁的磨粒磨损有着显著的影响. 载荷的增大使材料与磨粒间摩擦力和磨粒压入材料表面的深度显著增加, 大量石墨从基体直接脱落, 这将提升材料表面的磨粒磨损失重率. 同时, 材料表层分层组织的出现对失重率有明显的影响. 研究[19 ,20 ] 表明, 在表面拉应力作用下, 微裂纹首先在石墨-基体界面上萌生, 并沿界面扩展, 基体中的裂纹多数是沿贝氏体铁素体-奥氏体界面扩展, 不同取向的基体组织可使裂纹偏转或分叉, 而主裂纹扩展过程中前方始终存在石墨-基体界面的开裂. 另外, 磨损表面的分层组织在反复形变后将出现疲劳[21 ,22 ] . 因此, 内部的微裂纹萌生并扩展至表面, 最终使得分层组织整体从基体脱落, 这将显著提高材料的失重率. 然而, 磨损亚表层显微硬度的提高对改善材料表面耐磨性能有一定的效果, 这是因为下贝氏体球墨铸铁基体中含有少量的残余奥氏体, 在塑性变形过程中, 随着外界应力增大, 伴随着残留奥氏体内部位错的缠结或马氏体转变[23 ] , 在此过程中处在贝氏体附近的残留奥氏体能够连续吸收来自周边贝氏体的位错, 这导致贝氏体内部的平均位错密度下降而其本身位错密度上升. 图9为腐蚀磨损后显微组织中高位错密度的奥氏体及其周围的低位错密度的下贝氏体形貌, 贝氏体并未发生加工硬化, 这使得贝氏体和残留奥氏体之间形成较高的塑性变形协调能力[24 ] . 另外也有研究[8 ] 发现, 如果钢中存在适量的奥氏体, 并且奥氏体与贝氏体或马氏体之间具有共格或半共格界面, 则残留奥氏体也能提高贝氏体-马氏体钢的韧性. ...
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2004
... 载荷对下贝氏体球墨铸铁的磨粒磨损有着显著的影响. 载荷的增大使材料与磨粒间摩擦力和磨粒压入材料表面的深度显著增加, 大量石墨从基体直接脱落, 这将提升材料表面的磨粒磨损失重率. 同时, 材料表层分层组织的出现对失重率有明显的影响. 研究[19 ,20 ] 表明, 在表面拉应力作用下, 微裂纹首先在石墨-基体界面上萌生, 并沿界面扩展, 基体中的裂纹多数是沿贝氏体铁素体-奥氏体界面扩展, 不同取向的基体组织可使裂纹偏转或分叉, 而主裂纹扩展过程中前方始终存在石墨-基体界面的开裂. 另外, 磨损表面的分层组织在反复形变后将出现疲劳[21 ,22 ] . 因此, 内部的微裂纹萌生并扩展至表面, 最终使得分层组织整体从基体脱落, 这将显著提高材料的失重率. 然而, 磨损亚表层显微硬度的提高对改善材料表面耐磨性能有一定的效果, 这是因为下贝氏体球墨铸铁基体中含有少量的残余奥氏体, 在塑性变形过程中, 随着外界应力增大, 伴随着残留奥氏体内部位错的缠结或马氏体转变[23 ] , 在此过程中处在贝氏体附近的残留奥氏体能够连续吸收来自周边贝氏体的位错, 这导致贝氏体内部的平均位错密度下降而其本身位错密度上升. 图9为腐蚀磨损后显微组织中高位错密度的奥氏体及其周围的低位错密度的下贝氏体形貌, 贝氏体并未发生加工硬化, 这使得贝氏体和残留奥氏体之间形成较高的塑性变形协调能力[24 ] . 另外也有研究[8 ] 发现, 如果钢中存在适量的奥氏体, 并且奥氏体与贝氏体或马氏体之间具有共格或半共格界面, 则残留奥氏体也能提高贝氏体-马氏体钢的韧性. ...
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2008
... 载荷对下贝氏体球墨铸铁的磨粒磨损有着显著的影响. 载荷的增大使材料与磨粒间摩擦力和磨粒压入材料表面的深度显著增加, 大量石墨从基体直接脱落, 这将提升材料表面的磨粒磨损失重率. 同时, 材料表层分层组织的出现对失重率有明显的影响. 研究[19 ,20 ] 表明, 在表面拉应力作用下, 微裂纹首先在石墨-基体界面上萌生, 并沿界面扩展, 基体中的裂纹多数是沿贝氏体铁素体-奥氏体界面扩展, 不同取向的基体组织可使裂纹偏转或分叉, 而主裂纹扩展过程中前方始终存在石墨-基体界面的开裂. 另外, 磨损表面的分层组织在反复形变后将出现疲劳[21 ,22 ] . 因此, 内部的微裂纹萌生并扩展至表面, 最终使得分层组织整体从基体脱落, 这将显著提高材料的失重率. 然而, 磨损亚表层显微硬度的提高对改善材料表面耐磨性能有一定的效果, 这是因为下贝氏体球墨铸铁基体中含有少量的残余奥氏体, 在塑性变形过程中, 随着外界应力增大, 伴随着残留奥氏体内部位错的缠结或马氏体转变[23 ] , 在此过程中处在贝氏体附近的残留奥氏体能够连续吸收来自周边贝氏体的位错, 这导致贝氏体内部的平均位错密度下降而其本身位错密度上升. 图9为腐蚀磨损后显微组织中高位错密度的奥氏体及其周围的低位错密度的下贝氏体形貌, 贝氏体并未发生加工硬化, 这使得贝氏体和残留奥氏体之间形成较高的塑性变形协调能力[24 ] . 另外也有研究[8 ] 发现, 如果钢中存在适量的奥氏体, 并且奥氏体与贝氏体或马氏体之间具有共格或半共格界面, 则残留奥氏体也能提高贝氏体-马氏体钢的韧性. ...
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2011
... 载荷对下贝氏体球墨铸铁的磨粒磨损有着显著的影响. 载荷的增大使材料与磨粒间摩擦力和磨粒压入材料表面的深度显著增加, 大量石墨从基体直接脱落, 这将提升材料表面的磨粒磨损失重率. 同时, 材料表层分层组织的出现对失重率有明显的影响. 研究[19 ,20 ] 表明, 在表面拉应力作用下, 微裂纹首先在石墨-基体界面上萌生, 并沿界面扩展, 基体中的裂纹多数是沿贝氏体铁素体-奥氏体界面扩展, 不同取向的基体组织可使裂纹偏转或分叉, 而主裂纹扩展过程中前方始终存在石墨-基体界面的开裂. 另外, 磨损表面的分层组织在反复形变后将出现疲劳[21 ,22 ] . 因此, 内部的微裂纹萌生并扩展至表面, 最终使得分层组织整体从基体脱落, 这将显著提高材料的失重率. 然而, 磨损亚表层显微硬度的提高对改善材料表面耐磨性能有一定的效果, 这是因为下贝氏体球墨铸铁基体中含有少量的残余奥氏体, 在塑性变形过程中, 随着外界应力增大, 伴随着残留奥氏体内部位错的缠结或马氏体转变[23 ] , 在此过程中处在贝氏体附近的残留奥氏体能够连续吸收来自周边贝氏体的位错, 这导致贝氏体内部的平均位错密度下降而其本身位错密度上升. 图9为腐蚀磨损后显微组织中高位错密度的奥氏体及其周围的低位错密度的下贝氏体形貌, 贝氏体并未发生加工硬化, 这使得贝氏体和残留奥氏体之间形成较高的塑性变形协调能力[24 ] . 另外也有研究[8 ] 发现, 如果钢中存在适量的奥氏体, 并且奥氏体与贝氏体或马氏体之间具有共格或半共格界面, 则残留奥氏体也能提高贝氏体-马氏体钢的韧性. ...
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2012
... 载荷对下贝氏体球墨铸铁的磨粒磨损有着显著的影响. 载荷的增大使材料与磨粒间摩擦力和磨粒压入材料表面的深度显著增加, 大量石墨从基体直接脱落, 这将提升材料表面的磨粒磨损失重率. 同时, 材料表层分层组织的出现对失重率有明显的影响. 研究[19 ,20 ] 表明, 在表面拉应力作用下, 微裂纹首先在石墨-基体界面上萌生, 并沿界面扩展, 基体中的裂纹多数是沿贝氏体铁素体-奥氏体界面扩展, 不同取向的基体组织可使裂纹偏转或分叉, 而主裂纹扩展过程中前方始终存在石墨-基体界面的开裂. 另外, 磨损表面的分层组织在反复形变后将出现疲劳[21 ,22 ] . 因此, 内部的微裂纹萌生并扩展至表面, 最终使得分层组织整体从基体脱落, 这将显著提高材料的失重率. 然而, 磨损亚表层显微硬度的提高对改善材料表面耐磨性能有一定的效果, 这是因为下贝氏体球墨铸铁基体中含有少量的残余奥氏体, 在塑性变形过程中, 随着外界应力增大, 伴随着残留奥氏体内部位错的缠结或马氏体转变[23 ] , 在此过程中处在贝氏体附近的残留奥氏体能够连续吸收来自周边贝氏体的位错, 这导致贝氏体内部的平均位错密度下降而其本身位错密度上升. 图9为腐蚀磨损后显微组织中高位错密度的奥氏体及其周围的低位错密度的下贝氏体形貌, 贝氏体并未发生加工硬化, 这使得贝氏体和残留奥氏体之间形成较高的塑性变形协调能力[24 ] . 另外也有研究[8 ] 发现, 如果钢中存在适量的奥氏体, 并且奥氏体与贝氏体或马氏体之间具有共格或半共格界面, 则残留奥氏体也能提高贝氏体-马氏体钢的韧性. ...
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2000
... 载荷对腐蚀速率存在3方面影响. 其一, 随着载荷的增大, 材料表层出现大量犁沟和分层组织, 这将增大材料与腐蚀介质的接触面积, 从而提高材料表面的腐蚀失重率; 其二, 在腐蚀介质中, 分层组织与条带状石墨一起构成了腐蚀微电池. 当球状石墨经形变后呈条带状, 与分层组织相互平行, Fe电极电位一般为-0.44 V, 而石墨的电极电位较高. 因此, 石墨和金属基体2相的腐蚀电位差为电偶腐蚀提供了驱动力[25 ] . 在含H+ 的腐蚀介质中, 条带状石墨充当了腐蚀微型原电池的阴极, 其附近发生还原反应; 而分层组织则为阳极, 且自身发生氧化反应, 如图10所示, 这就加剧了材料表面的局部电偶腐蚀, 提高了腐蚀速率; 其三, 随着载荷的增大, 材料表面粗糙度逐渐增大(图11), 腐蚀电流随着材料表面粗糙度的增大而显著增加, 当粗糙度达为5.20 μm时, 材料的腐蚀电流达到5.62 mA/cm2 . 这证明在腐蚀磨粒磨损实验中, 载荷对材料的抗腐蚀性能有着明显影响. 随着载荷的增大, 材料磨损表面的粗糙度显著上升, 同时表面的电流急剧增大, 造成腐蚀失重率上升. ...
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2000
... 载荷对腐蚀速率存在3方面影响. 其一, 随着载荷的增大, 材料表层出现大量犁沟和分层组织, 这将增大材料与腐蚀介质的接触面积, 从而提高材料表面的腐蚀失重率; 其二, 在腐蚀介质中, 分层组织与条带状石墨一起构成了腐蚀微电池. 当球状石墨经形变后呈条带状, 与分层组织相互平行, Fe电极电位一般为-0.44 V, 而石墨的电极电位较高. 因此, 石墨和金属基体2相的腐蚀电位差为电偶腐蚀提供了驱动力[25 ] . 在含H+ 的腐蚀介质中, 条带状石墨充当了腐蚀微型原电池的阴极, 其附近发生还原反应; 而分层组织则为阳极, 且自身发生氧化反应, 如图10所示, 这就加剧了材料表面的局部电偶腐蚀, 提高了腐蚀速率; 其三, 随着载荷的增大, 材料表面粗糙度逐渐增大(图11), 腐蚀电流随着材料表面粗糙度的增大而显著增加, 当粗糙度达为5.20 μm时, 材料的腐蚀电流达到5.62 mA/cm2 . 这证明在腐蚀磨粒磨损实验中, 载荷对材料的抗腐蚀性能有着明显影响. 随着载荷的增大, 材料磨损表面的粗糙度显著上升, 同时表面的电流急剧增大, 造成腐蚀失重率上升. ...
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2011
... 腐蚀磨损失重曲线表明, 在磨损实验初期, 试样的失重率较高, 这是因为经过磨光处理的试样表面较为光滑, 当受到载荷作用时, 试样表面与磨粒之间以点接触为主, 而且材料硬度Hm 与磨粒硬度Ha 比Hm /Ha 小于1, 磨粒的棱角迅速压入材料的表面并与之发生快速的相对运动, 从而使得材料表面很快出现大量的犁沟[26 ] . 经过磨损初期以后, 材料的腐蚀磨损失重率在一段时间内都趋于稳定, 在这一阶段, 材料表面与磨粒已经形成较为稳定的接触面, 腐蚀磨损进入稳定的周期性磨损, 即摩擦表面发生化学反应和电化学反应, 并在表面上生成反应产物, 经过摩擦, 反应产物被磨掉, 露出新的表面, 继续腐蚀、磨损. 经过初始磨损阶段以后, 材料的失重率趋于稳定, 失重率比第一阶段有所下降, 材料进入过度磨损阶段. 当磨损实验进入第三阶段时, 材料的失重率较第二阶段明显提高, 这是因为在长时间的磨损过程中, 材料表面积累了较大的塑性变形, 材料表层金属沿着摩擦力方向发生流动, 从而形成分层组织以及条带状石墨, 分层组织的整体脱落是造成这一阶段失重率显著提高的重要原因. 此外, 分层组织和延伸至表层的条带状石墨在腐蚀介质中形成了局部微型原电池, 此类微型原电池在材料表层的大量出现进一步提高了材料的腐蚀速率. 因此, 电偶腐蚀速率的显著上升也是导致这一阶段失重率提高的主要因素. 另外, 根据图6a不难发现, 随着载荷的增大, 材料的失重率有较为明显的上升, 这归因于外加载荷对材料与磨粒间的摩擦力和磨粒压入材料表面深度的影响, 即载荷越大, 摩擦力越大, 犁沟深度越深, 则磨损速率越大. 同时, 载荷越大, 过度磨损阶段时间相对较短, 稳态磨损阶段出现得更快, 这是由于较高的载荷提高了表层组织的塑性变形, 加快了材料表面的疲劳效应. ...
, 杨富强, 李亚萍, 吴春京
