Molecular dynamics simulation on friction and wear behavior of WC–Co cemented carbides
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摘要:
利用分子动力学模拟研究了WC–Co硬质合金在不同条件下的摩擦过程，分析了晶粒尺寸、摩擦载荷和滑动速率等因素对硬质合金摩擦磨损行为的影响，从原子尺度揭示了硬质合金发生摩擦磨损的微观机制。结果表明，随晶粒尺寸增大，相比于晶粒转动，Co相和WC中的位错滑移逐渐在摩擦引起的塑性变形机制中起主导作用。摩擦载荷增大会导致易变形的Co粘结相被挤出表面而首先去除，通过减小晶粒尺寸可以抑制Co相的挤出–磨损机制，进而提高硬质合金的抗滑动磨损性能。滑动速率升高会降低磨损速率，主要原因是在高速滑动过程中，亚表层各相中位错的形核扩展缺乏持续的驱动应力，位错密度较低，WC不易发生断裂，Co相被挤出表面造成的磨损程度明显减轻。
Abstract:The friction process of the WC–Co cemented carbides in the different conditions was investigated by molecular dynamics simulation in this work. The effects of grain size, friction load, and sliding velocity on the friction and wear behavior of the cemented carbides were analyzed. The friction and wear microscopic mechanism of the cemented carbides in the atomic scale was revealed. The results show that, with the increase of grain size, the dislocation slip in the Co and WC phases gradually plays more important role in the friction-induced plastic deformation mechanism rather than the grain rotation. The increase of friction load may lead to the deformable Co bonding phase being extruded from the surface and removed first. Nonetheless, the extrusion-wear mechanism of the Co phase can be suppressed by reducing the WC grain size, and the sliding wear resistance of the cemented carbides can be improved. Besides, the increase of sliding rate may reduce the wear rate. The main reason is that, in the process of high-speed sliding, the nucleation and expansion of dislocation in each phase of the subsurface layer lacks the continuous driving stress, and the dislocation density is low. Therefore, WC is difficult to fracture, and the wear degree caused by Co phase being extruded from the surface is significantly reduced.
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Keywords:
- cemented carbides /
- molecular dynamics simulation /
- plastic deformation /
- dislocation /
- friction /
- wear
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烧结金属含油轴承是最早出现的粉末冶金机械零件[1]。由于能够自动供给摩擦面润滑油，摩擦因数小，磨合性和耐磨性比较理想，而且制造成本低，相比于滚动轴承具有噪音小、震动小、形状设计自由度大等优点，在机械工业中是一类重要的机械结构零件[2−3]。目前含油轴承主要以铁基、铜基和Fe−Cu基材质为主，其中Cu基含油轴承相较于Fe基含油轴承具有摩擦因数小、工作平稳、导热性好等优点，适用于高速平稳的工作环境；但Cu基材料在抗压强度、硬度以及耐磨性方面则略低于Fe基材料[4−8]。
合金化是提高Cu基含油轴承性能的重要途径，传统Cu基轴承中一般添加Zn、Ni、MoS2等，用以产生固溶强化或者降低摩擦磨损[2,9]。研究表明，磷也是影响铜基粉末冶金材料性能的重要因素，Kostornov和Fushchich[10]开发了一种适用于高速低载的新型轴承材料，其主要成分为Cu−Sn−Pb−CP（CP指铜磷合金），该轴承材料在2 MPa载荷下，最高转速可达20000 r·min−1（2 m·s−1）。王凤云等[11−12]采用粉末冶金方法在CuSn−3C材料中加入低熔点P，材料的烧结性能得到提升。但是关于P含量对青铜基粉末冶金含油轴承性能影响的研究较少。本文采用青铜作为轴承基体，添加不同质量分数P，由于P几乎不与Sn形成化合物[13]，因此通过添加Cu−Sn粉来控制Cu与P的比例，进而比较并分析不同成分合金材料的显微组织、密度、硬度、压溃强度以及摩擦磨损性能，研究P元素对材料微观组织、力学性能和摩擦性能的影响规律，为进一步提高铜基轴承材料的性能，扩大其应用范围提供参考。
1. 实验材料及方法
1.1 实验材料
实验原料青铜粉（Cu−10Sn）的粒度为−100目，纯度＞99%；Sn粉的粒度为−300目，纯度＞99%；铜磷粉（Cu-8P）的粒度为−150目，纯度＞90%，每种配料额外加0.6%的硬脂酸锌。共设计6组配方，如表1所示。
表 1 含油轴承化学成分（质量分数）Table 1. Chemical composition of the oil-impregnated bearings% 序号 Cu Sn P 硬脂酸锌 1# 余量 9.94 0 0.6 2# 余量 9.93 0.1 0.6 3# 余量 9.91 0.3 0.6 4# 余量 9.89 0.5 0.6 5# 余量 9.87 0.7 0.6 6# 余量 9.84 1.0 0.6 1.2 试样制备
将上述各种配料按成分要求量好，放入双锥型混料机（5L）中，混料机转速25 r·min−1，干混60 min。通过40 T粉末液压机在模具中压型，获得外径18.1 mm、内径12.0 mm、高约15.0 mm的轴承生坯，密度约为6.8～7.0 g·cm−3。然后，放入网带式烧结炉进行高温烧结，烧结温度分别为750、700、685、670以及650 ℃，脱蜡时间为30 min，烧结气氛为90%N2+10%H2（体积分数），烧结时间为55 min，随炉冷却，得到轴承试样。750 ℃烧结温度的试样存在不同程度的变形和开裂，可判断该配方的轴承不宜采用高于750 ℃的烧结温度。选取部分烧结件进行真空浸油，得到轴承试样。
1.3 性能测试
采用阿基米德排水法在PTX-FA2105电子天平上测量试样的密度、孔隙率和含油率。在TM5504电子万能试验机上测定轴承的开环强度，由于铜基轴承韧性较大，无法测定其径向压溃强度，因此改测定其开环强度。利用DHB-3000型电子布氏硬度计测定试样的硬度。在MMUD-5B型超高温材料耐磨性能试验机上进行摩擦磨损实验，摩擦试样为外径18.1 mm、内径12.0 mm、高约15.0 mm的轴承试样，对偶材料为直径45.0 mm、厚度10.0 mm的40Cr钢圆盘，硬度为HRC 55～57。试验前对样品进行真空浸油处理，实验过程中不额外添加润滑油，依靠材料空隙中存储的润滑油润滑。摩擦实验在室温条件下进行，线速度为0.5 m·s−1，每次加载级差为4.90、2.94和2.94 MPa。以第一级载荷预磨30 min后摩擦实验开始，每10 min增加一级载荷，直至试样失效，获得实验过程中的摩擦因数曲线。使用MR500倒置金相显微镜和Quant 250FEG扫描电镜（scanning electron microscope，SEM）观察材料显微组织。
评价含油轴承工作特性的主要参数包括复合负荷（p，MPa）、线速度（v，m·s−1）、摩擦因数（μ）和摩擦温度（T，℃）。用极限pv值作为轴承的服役条件，实验轴承达到极限pv值的标志为摩擦因数≥0.15或摩擦温度≥110 ℃。实验时只要其中一项达到或接近规定值即视为失效[4]。
2. 结果与分析
2.1 材料显微组织及力学性能
2.1.1 材料组织分析
不同P含量试样显微组织如图1所示。在未加入磷的1#组中，Sn粉流出孔隙，存在Sn偏析现象，Sn颗粒原位出现孔隙。加入微量的P以后，在650 ℃烧结温度下，试样中的Sn与P大体上是分布均匀的，磷的加入使孔隙结构发生变化，微小孔隙消失，粗大孔隙更加粗大，如图2所示（1#为未加P组），因为在晶界上产生富P液相，烧结体密度增大，大部分孔隙变成孤立孔隙，使材料的塑性提高[2]。对试样进行扫描电子显微形貌分析和元素面分布能谱分析（energy dispersive spectroscopy，EDS），结果如图3所示，可以发现P元素与Sn元素均匀分布于Cu元素中。结合图4所示Cu−P−Sn三元室温截面图可以发现，室温条件下，磷在锡青铜中的极限溶解度为0.2%，磷的加入会使α相区急剧向铜角缩小而出现Cu3P相[14]。综合分析认为，Sn会与Cu形成固溶相，起到固溶强化的作用，提高材料的硬度与塑性。P与Cu反应形成Cu3P化合物，Cu3P化合物除了起到弥散强化的作用，极少的Cu3P液相还有助于活化烧结，改善烧结效果，提升材料硬度。综上，在铜基试样中加入适量的P可以提升试样的各项性能。
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图 1 650 ℃烧结温度下添加不同质量分数磷试样腐蚀后显微组织形貌：（a）0%；（b）0.1%；（c）0.3%；（d）0.5%；（e）0.7%；（f）1.0%Figure 1. Microstructures of the specimens added with P in the different mass fraction at the sintering temperature of 650 ℃: (a) 0%; (b) 0.1%; (c) 0.3%; (d) 0.5%; (e) 0.7%; (f) 1.0%![]()
图 2 650 ℃烧结温度下试样表面孔隙形貌：（a）1#；（b）5#Figure 2. Pore profiles at the specimen surface at the sintering temperature of 650 ℃: (a) 1#; (b) 5#![]()
图 3 650 ℃烧结温度下5#试样扫描电子显微形貌和元素面分布能谱分析Figure 3. SEM images and elemental surface distribution EDS of the 5# specimen at the sintering temperature of 650 ℃![]()
图 4 Cu−Sn−P三元室温截面图Figure 4. Sectional view of the Cu−Sn−P ternary phase diagram at room temperature2.1.2 材料的硬度
图5表示随着P含量和温度变化试样硬度的变化趋势。由图可知，随着温度的升高，材料的硬度增大；随着磷含量的提高，材料的硬度增大，但磷质量分数高的组别（5#和6#）在700 ℃以下，硬度随温度变化不明显。700 ℃与750 ℃所烧结的高含P试样均有不同程度的变形，不能满足轴承工作时的性能要求。由于孔隙率随磷含量的升高而减小，所以显微硬度总体随着磷含量的增大而增大。除此之外，适量的Cu3P化合物使试样硬度进一步增大[15]。在一定的范围内，温度和磷含量越高，形成的Cu3P越多，试样硬度越大。超过此范围时，如750 ℃烧结温度下或磷质量分数超过0.5%，轴承发生明显变形，液态锡大量析出，同时生成了过量的Cu3P，过量的Cu3P在晶界处分布不均，造成晶粒粗大，导致材料的硬度降低[1]。
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图 5 烧结温度与P质量分数对试样硬度的影响Figure 5. Effect of sintering temperature and phosphorus mass fraction on the specimen hardness2.1.3 开环强度
在TM5504电子万能试验机上测定轴承的开环强度，开环工装倾角α=15°，开环强度的计算公式如式（1）所示。
$$ P = \frac{{F\sin \alpha \cos \alpha }}{{2(R - r)h}} $$ (1) 式中：P为开环强度，MPa；F为开环载荷，N；α为开环工件倾角，(°)；R为轴承外径，mm；r为轴承内径，mm；h为轴承高度，mm。
由图6可观察到，开环强度随着磷含量的提高，逐渐增大。随着磷质量分数的增大，试样密度增大，强度=比强度×密度，比强度一般为固定常数，随着试样密度增大，试样的开环强度增大。根据能谱与相图综合分析，可确定在铜基试样中，Sn起到固溶强化的作用，P起到弥散强化的作用。Cu3P化合物作为第二相颗粒在晶粒内弥散分布，可有效地钉扎位错从而增强材料的强度[15]。提高试样中磷的质量分数，试样的第二相颗粒密度也相应地提高，开环强度随着磷质量分数的增大而增大。
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图 6 650 ℃烧结温度下P质量分数对开环强度的影响Figure 6. Effect of phosphorus mass fraction on the open ring strength at the sintering temperature of 650 ℃2.2 材料摩擦性能
2.2.1 孔隙率与含油率
表2为不同烧结温度下不同P含量试样的孔隙率与含油率。由表可以看出，随P含量的增加，孔隙率与含油率呈一定减小趋势。从5#组试样的金相图可看出，与不含P的1#试样相比，5#组试样的孔隙尺寸明显变大，大孔增加、微孔减少。粗大的孔隙可以提供良好的供油性，但吸入、保持润滑油的能力差，润滑油补给不足时，性能减低；相反，微细的孔隙组织，供油性差，常常发生摩擦面供油不足，也会降低减摩性能。因此，含油轴承孔隙结构对其减摩性能的影响是起供油作用的大孔和保持润滑油的微孔综合作用的结果[12]。在含P的几组试样中，从3#组试样开始，磨损量也有较大变化。在含油率相差不大的情况下，试样中存在的大孔在摩擦时提供了良好的供油[16]。但6#组试样的含油率过低，摩擦性能也不如5#组试样稳定。因而，5#组试样的摩擦性能最佳。
表 2 不同烧结温度下不同P含量试样的孔隙率和含油率Table 2. Porosity and oil content of the specimens in different phosphorus content at different sintering temperature序号 650 ℃ 670 ℃ 685 ℃ 700 ℃ 孔隙率 / % 含油率 / % 孔隙率 / % 含油率 / % 孔隙率 / % 含油率 / % 孔隙率 / % 含油率 / % 1# 25.38 14.43 23.28 13.38 22.97 13.22 ― 12.77 2# 22.21 14.64 22.58 13.86 21.37 13.54 ― 13.70 3# 23.11 14.14 21.84 13.05 20.65 12.74 ― 12.87 4# 19.99 13.94 19.57 12.89 18.98 12.67 ― 12.63 5# 16.00 13.52 15.63 11.53 14.32 11.36 ― 11.29 6# 14.47 6.54 11.55 5.23 10.56 4.57 ― 3.36 对比表2中数据可以看出，试样的烧结温度越高，试样的含油率越低。生产中要求轴承的含油率高于12%，可以发现6#试样含油率均不达标，并且当温度超过650℃时，5#试样也存在相同情况，另外观察到5#、6#试样在700℃烧结时存在明显变形。含油率是衡量自润滑轴承性能的重要指标，同时结合其它性能，可以判断出烧结温度为650 ℃的5#试样整体性能最优。
2.2.2 油润滑摩擦性能
图7为不同P含量轴承摩擦因数随时间变化的曲线。从图中可以看出，随着摩擦时间的增加，1#～5#组轴承的摩擦系数均稳定在0.025～0.030之间，而6#组轴承的平均摩擦因数则稳定在0.05附近，远大于其他四组轴承，通过上文中含油率测定可以看出，6#试样的含油率约为6.53%，远低于其他组试样，因此当载荷较大时，摩擦金属面之间的油膜相较于其他试样更薄，材料表面因局部凸起造成的直接接触增加，导致自润滑材料减磨性能下降，摩擦因数增加[16−17]。对比1#～5#轴承试样的摩擦因数可以看出，当摩擦因数稳定后，各个试样摩擦因数的差距并不明显。在稳定性方面，1#、5#组摩擦因数随时间变化的波动更小，相较于2#、4#组试样，1#、5#组试样的平均摩擦因数稳定性更为优秀。对比各组试样的含油率，可以发现当P质量分数低于1.0%时，孔隙率随P含量的增加而出现极小程度的减小，与1#～5#组试样的摩擦因数变化趋势相符。图8为5#试样在不同烧结温度下摩擦磨损系数随时间变化的曲线，不同烧结温度下的5#组轴承的平均摩擦因数均稳定在0.03附近。但670 ℃样品与685 ℃样品含油率不达标，长时间使用后摩擦性能会下降。
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图 7 650 ℃烧结温度下不同P含量试样摩擦磨损系数随时间变化曲线Figure 7. Time variation curves of friction and wear coefficient of the samples sintered at 650 ℃ with different P content![]()
图 8 不同烧结温度试样摩擦磨损系数随时间变化曲线Figure 8. Time variation curves of friction and wear coefficient of the samples sintered at different temperatures表3为650 ℃烧结试样完成摩擦试验后的平均磨损量，对比上文中各组试样的硬度，可以看出随着P含量的增加，尽管摩擦因数发生不同程度的改变，但随着试样的硬度的提高，磨损量也明显减小。尤其是在高载荷下，油膜厚度减小，两金属面间直接摩擦，材料硬度的提升一方面提高了基体抵抗裂纹产生和扩展的能力，降低了磨屑剥落的速度，另一方面也增加了犁削难度，降低了磨损速率[18−20]，最终达到降低平均磨损量的目的。
表 3 不同P含量试样摩擦实验后的平均磨损量Table 3. Average wear loss of the samples with the different P contents after the friction test序号 磨损量 / g 1# 0.045 2# 0.035 3# 0.035 4# 0.030 5# 0.025 6# 0.015 图9所示为650 ℃烧结温度下5#试样摩擦表面的显微形貌和元素面分布能谱分析。由图可知，摩擦表面相较光滑，试样未出现严重的磨损，元素分布均匀，未出现局部元素聚集的情况。说明在烧结过程中，各组分元素扩散十分均匀，摩擦过程中润滑膜也稳定、均匀，未出现破坏，实验配方具有较好的摩擦性能[4,20]。烧结温度高于650 ℃的样品由于孔隙率小、含油率低，自润滑效果差，性能不如650 ℃样品。
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图 9 650 ℃烧结温度下5#试样摩擦失效表面显微形貌和元素面分布能谱分析Figure 9. SEM images and the elemental surface distribution EDS of the 5# specimen sintered at 650 ℃ after friction failure3. 结论
（1）在青铜基含油轴承中随着P元素含量的升高，试样内部液相增多，促进颗粒间冶金结合，烧结体密度提升，试样开环强度增加。同时，加入少量P元素形成的Cu3P起弥散强化作用，可以有效提高材料的硬度，减少磨损量，摩擦因数趋于稳定。当P含量过高时，含油率过低，已不满足使用条件。因此，在本实验条件下，添加P质量分数以0.7%为宜，其平均摩擦因数均稳定在0.03附近。
（2）烧结温度对青铜基轴承材料的性能有重要影响。P含量相同条件下，随着温度增加，表观硬度提高，试样的孔隙率及含油率降低，容易出现含油率不达标以及变形现象，摩擦因数波动较大。当烧结温度为650 ℃，P质量分数为0.7%时，烧结试样具有最佳综合性能，开环强度和含油率分别为22 MPa和13.52%。
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图 1 用于分子动力学模拟摩擦过程的多晶WC–12%Co模型建立过程
Figure 1. Modeling process of the polycrystalline WC–12%Co for the molecular dynamics simulation of friction process
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图 2 平均晶粒尺寸为5 nm的WC–Co硬质合金摩擦初始（a）和结束（b）的模拟组织以及摩擦结束后的剪切应变分布（c）和摩擦过程中WC晶粒通过转动协调塑性变形（d），其中原子位移矢量显示其运动方向
Figure 2. Simulated microstructure of the WC–Co cemented carbides with the mean grain size of 5 nm at the beginning (a) and the end (b) of the friction process, the shear strain distribution at the end of friction (c), and the plasticity coordination by WC grain rotation during the friction process (d), where the displacement vector of atoms indicates the moving direction
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图 3 平均晶粒尺寸为12 nm的WC–Co硬质合金摩擦初始（a）和结束（b）的模拟组织以及摩擦结束后的剪切应变分布（c）和摩擦过程中WC晶粒的局部转动（d）
Figure 3. Simulated microstructure of the WC–Co cemented carbides with the mean grain size of 12 nm at the beginning (a) and the end (b) of the friction process, the shear strain distribution at the end of friction (c), and the local rotation of WC grains during the friction process (d)
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图 4 平均晶粒尺寸为12 nm的WC–Co硬质合金在摩擦时发生WC晶粒开裂（a）和Co粘结相挤出–去除的过程（b）
Figure 4. Fracture of WC grains (a) and the extrusion-induced removal of the Co binder phases (b) during the friction process of the WC–Co cemented carbides with the mean grain size of 12 nm
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图 5 两种晶粒尺寸的WC–Co硬质合金在不同压力作用下磨损量随滑动距离的变化
Figure 5. Variation of the wear rate with the sliding distance for the WC–Co cemented carbides with two different grain sizes in the various pressure
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图 6 两种晶粒尺寸的WC–Co硬质合金在600 nN载荷下滑动摩擦不同距离时的组织结构：（a）12 nm；（b）5 nm
Figure 6. Microstructure of the WC–Co cemented carbides with two different grain sizes after the sliding friction at 600 nN in the various distance: (a) 12 nm; (b) 5 nm
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图 7 两种晶粒尺寸的WC–Co硬质合金在不同摩擦载荷作用下的剪切应变响应：（a）12 nm，200 nN；（b）12 nm，600 nN； （c）5 nm，200 nN；（d）5 nm，600 nN
Figure 7. Shear strain response of the WC–Co cemented carbides with two different grain sizes under the different frictional loads: (a) 12 nm, 200 nN; (b) 12 nm, 600 nN; (c) 5 nm, 200 nN; (d) 5 nm, 600 nN
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图 8 两种晶粒尺寸的WC–Co硬质合金在不同滑动速率作用下的磨损率（a）和损伤深度（b）变化
Figure 8. Variation of wear rate (a) and damage depth (b) with the sliding velocity for the WC–Co cemented carbides with two different grain sizes
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图 9 两种晶粒尺寸的WC–Co硬质合金在不同摩擦速率作用下的结构演变：（a）12 nm, 0.1 nm·ps‒1；（b）12 nm, 0.4 nm·ps‒1； （c）5 nm, 0.1 nm·ps‒1；（d）5 nm, 0.4 nm·ps‒1
Figure 9. Structural evolution of the WC–Co cemented carbides with two different grain sizes in the various sliding velocity: (a) 12 nm, 0.1 nm·ps‒1; (b) 12 nm, 0.4 nm·ps‒1; (c) 5 nm, 0.1 nm·ps‒1; (d) 5 nm, 0.4 nm·ps‒1
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