不锈钢表面强化及摩擦学性能研究

高分子材料与材料摩擦学的研究摩擦是一种常见的物理现象，它发生在两个物体表面接触时，由于相对运动而产生的阻力。

在工程应用中，摩擦现象的控制和减少是至关重要的，特别是在高分子材料与材料摩擦学的研究中。

本文将探讨高分子材料与材料摩擦学的研究成果和应用前景。

高分子材料是一类由重复单元组成的大分子化合物，具有独特的物理和化学性质。

它们广泛应用于各种领域，如塑料、橡胶、纤维等。

在实际应用中，高分子材料摩擦产生的摩擦力和磨损率是需要考虑的关键因素。

因此，研究高分子材料的摩擦学特性对于合理设计和改进材料性能具有重要意义。

在高分子材料与材料摩擦学的研究中，研究者主要关注以下几个方面：首先是摩擦与磨损机制的研究。

高分子材料的摩擦与磨损机制与传统材料有所不同。

高分子材料由于其特殊的结构和性质，在摩擦过程中会发生切削、磨粒磨损、热磨损等现象。

研究这些机制有助于深入理解高分子材料摩擦学的本质，并为减少摩擦和磨损提供依据。

其次是改善高分子材料的摩擦性能。

通过添加润滑剂、强化材料表面以及优化制造工艺等方法，可以改善高分子材料的摩擦性能。

例如，在塑料制品中添加润滑剂可以降低摩擦系数，减少磨损率。

此外，采用聚合技术和复合技术等新方法，可以增强高分子材料的摩擦特性，提高其使用寿命。

第三是利用高分子材料的摩擦性能开发新的应用。

高分子材料的摩擦学特性广泛存在于工程应用中。

例如，在汽车制造领域，高分子材料被广泛应用于制动系统的制动片、轮胎的胎面、传动系统的密封件等部件中，其良好的摩擦性能可以提高系统的可靠性和效率。

类似地，高分子材料的摩擦学特性也在润滑油、塑料制品、医疗器械等领域发挥着重要作用。

总体而言，高分子材料与材料摩擦学的研究具有重要的理论和实际意义。

在未来，随着高分子材料的不断发展和应用领域的扩大，对其摩擦学特性的研究将变得越来越重要。

通过深入研究高分子材料的摩擦学特性，可以为现代科技和工业的进步提供新的方向和方法。

然而，高分子材料与材料摩擦学的研究仍存在一些挑战和难题。

不锈钢熔覆技术解释说明以及概述1. 引言1.1 概述不锈钢熔覆技术是一种将不锈钢材料熔覆在基底材料表面的加工方法，以提高工件表面硬度、耐磨性和耐腐蚀性。

该技术通过将不锈钢粉末或线材加热到熔点后，在基底材料上进行涂敷并融合，形成一个具有优良性能的保护层。

随着工业领域对于耐腐蚀材料需求的增长，不锈钢熔覆技术得到了广泛应用。

1.2 文章结构本文主要分为五个部分。

引言部分提供了关于不锈钢熔覆技术的概述以及文章的结构安排。

第二部分解释说明了不锈钢熔覆技术的定义、工艺过程以及材料选择和优势。

第三部分概述了该技术在各个应用领域中的使用情况，并介绍了其工业发展历史与背景，同时展望国内外现状与趋势。

第四部分通过实际案例进行详细分析，以进一步说明该技术在实际应用中的效果。

最后，第五部分给出了对不锈钢熔覆技术的结论总结，并展望了其未来发展的影响与前景。

1.3 目的本文旨在深入介绍不锈钢熔覆技术，包括其定义、工艺过程、材料选择和优势等方面的内容。

通过探究该技术在各个领域的应用情况和发展历史，以及对国内外现状与趋势的预测，旨在提供读者对于不锈钢熔覆技术的全面理解。

同时，通过实际案例分析和优点总结，传达该技术在提高工件表面性能方面的重要性，并展望其未来发展潜力。

2. 不锈钢熔覆技术解释说明2.1 熔覆技术定义不锈钢熔覆技术是一种金属表面处理方法，通过将一层不锈钢材料熔化并覆盖在其他基础材料上，实现增强或改善表面性能的目的。

这种技术可以在不改变整体结构的情况下，提高基材的耐腐蚀性、抗磨损性和抗高温性能。

2.2 熔覆工艺过程不锈钢熔覆技术主要包括以下几个步骤：第一步：准备工作。

此阶段需要对基材进行清洁，并确保其表面光洁度和平整度满足要求。

第二步：预处理。

根据具体情况，可以采用喷丸、酸洗等方式对基材进行预处理，以消除氧化物和污染物，并提高与不锈钢粉末之间的黏附力。

第三步：选择合适的熔覆设备和方法。

根据需求和应用场景，可以选择等离子热喷涂、火焰喷涂、电弧喷涂等不同的熔覆设备和方法。

第27卷第6期江苏理工学院学报JOURNAL OF JIANGSU UNIVERSITY OF TECHNOLOGY Vo l.27，No.6 Dec.，20212021年12月活塞作为汽车发动机的重要组件之一，被称为发动机的“心脏”[1]。

它一般服役于极端温度、贫油、高比负荷等苛刻工作环境，随着人们对发动机的爆发压力和功率密度要求不断提高，其机械负荷也不断提升，表面磨损能量损耗通常高达总损耗的50%[2-4]。

车用发动机铝合金活塞具有材质轻、高强度的特点，然而，其高温强度和耐磨性较差，因而容易出现由黏着磨损引发的内壁拉缸以及由磨粒磨损引发的密封面破坏，从而使得发动机的整体质量恶化，使用寿命及工作效率受到影响[5-7]。

因此，为进一步提高活塞的耐磨性能和综合服役性能，延长其使用寿命，亟需对车用发动机活塞表面进行强化处理的研究。

当前，已有研究成果显示：高晓波等人[8]对铝合金活塞材质添加TiB2颗粒，使得工件高温强度提升，活塞的磨损量降低70%；赵小峰等人[9]对铝合金活塞环环槽表面采用共沉积技术制备Ni-SiC 耐磨涂层，涂层分布均匀覆盖，硬度高达700~800 HV，耐磨性提高了2~3倍；吴成武等人[10]对失效退役的往复式活塞杆采用超音速火焰喷涂技术进行修复，使其耐用性优于新品；逯世廷[11]研究发现，活塞的往复运动使活塞-缸套磨损加剧、间隙加大，从而影响活塞的振动特性，进而影响到发动机的工作可靠性；张俊峰等人[12]对缸套/活塞摩擦副进行激光束织构处理后，利用含MoS2和Al2O3颗粒的镍基镀液进行镀层，由于所含颗粒发挥的自润滑功能降低了摩擦作用力，该镀层使得工件磨损率显著降低。

然而，参考上述研究思路及方法，对铝合金材质活塞表面采用等离子喷涂技术制备镍基涂层，并分析其组织、力学性能和磨损性能的研究相对较少。

本文以最常见的发动机活塞材料ZL109为基车用铝合金发动机活塞表面强化涂层磨损性能研究韩冰源，杜伟，徐文文，高祥涵，楚佳杰，吴成（江苏理工学院汽车与交通工程学院，江苏常州213001）摘要：为了研究车用发动机铝合金活塞表面强化处理效果，以ZL109材料为基体，采用等离子喷涂技术制备镍基合金涂层，并对涂层宏微观形貌、显微硬度、结合强度和孔隙率等基本特性进行了系统表征。

脉冲电沉积Ni-SiC复合镀层及其性能的研究摘要：本文将脉冲电流应用于复合电沉积过程中，与纳米粉材料有机结合，制备了含有SiC微粒的镍基复合镀层，研究了镀液SiC含量、脉冲峰值电流密度、脉冲占空比等因素对不锈钢(45#)表面Ni-SiC复合镀层的影响规律。

利用扫描电子显微镜(SEM)分析了复合镀层的表面形貌，同时对镀层的显微硬度、表面粗糙度及耐磨性进行了分析研究。

结果表明：(1)脉冲电流使所得镀层晶粒细化；(2)与纯镍镀层相比，由于SiC固体微粒的加入，复合镀层的晶体结构发生了明显的变化；(3)峰值电流密度增大，复合镀层的硬度上升，表面粗糙度下降；(4)在平均电流密度不变的情况下，占空比的大小直接反映了峰值电流密度的大小，占空比增大，复合镀层的硬度下降，磨损率上升。

关键词：脉冲、复合电沉积、Ni-SiC、复合镀层A study of Pulse Electrodeposited Ni-SiC Composite Coating and it’sPropertiesStudent: Chen LiTutor: Y ang Wu(College of Chemistry and Chemical Engineering, Northwest Normal University,Lanzhou 730070,Gansu,China)Abstract: A composite coating of Ni matrix containing nano-SiC powder is prepared by pulse current electrodeposition. The influence of technological condition, such as SiC content in bath, peak current density, pulse current on-off ratio, on the property of Ni-SiC composite coating on the 45# steel substrates were investigated in detail. The morphology of the composite coating were analyzed by using SEM. The microhardness, surface roughness and wear behavior of Ni-SiC composite coating were investigated. The result show:(1)The pulse current make the crystal size of Ni matrix smaller;(2)Compare with pure Ni coating, the crystallization of the Ni matrix change due to the SiC particles incorporation;(3)The microhardness of composite coating increase and the surface roughness decrease with the increase of pulse peak current density;(4)Under the condition of same average current density, the microhardness of composite coating decrease, and the rate of wear increase with the increase of on-off ratioKey words: Pulse, Composite electrodeposition, Ni-SiC, Composite coating第一章综述1.复合电镀随着工业和高新技术的飞速发展，单一材料已难以满足特殊需要，因此各种有特定功能的复合镀层及复合电镀技术的研究日益增强，它在材料的表面保护、表面处理、表面改性及表面强化等方面越来越显示出不可取代的重要地位。

MATERIALS FO R M ECHANICAL ENGINEERINGD O I：10.11973/jxgccl2021050052021 年5 月第45卷第5期Vol. 45 No. 5 May 2021喷丸强化对CF53钢摩擦磨损性能的影响蔡雨晴，胡雄风，屈盛官，张亚龙，赖福强,李小强(华南理工大学机械与汽车工程学院，广州510641)摘要：采用3种喷丸强度(0.326,0.401,0.438 mm)对CF53钢进行表面喷丸强化，并在油润 滑条件下进行销-盘式摩擦磨损试验，对比研究了喷丸前后试样的表面形貌、显微组织、显微硬度和 耐磨性能。

结果表明：喷丸强化后试样表面呈现酒窝状凹坑形貌，表面粗糙度、显微硬度和硬化影 响区深度随喷丸强度的增加而增大；3种强度喷丸强化均提高了试样的耐磨性能，喷丸后的摩擦因 数和体积磨损率均小于未喷丸试样的，喷丸强度为0.326 m m时试样的耐磨性能最佳；未喷丸试样 的磨损机理为黏着磨损和材料剪切剥落，喷丸强度为0.326,0.401 m m时的磨损机理为剥层和磨 粒磨损，喷丸强度为0.438 m m时则转变为疲劳磨损。

关键词：CF53钢；喷丸强化；滑动磨损；摩擦因数；磨粒磨损中图分类号：TG142.1 文献标志码： A 文章编号：1000-3738(2021)05-0027-07Effect of Shot Peening on Friction and Wear Properties of CF53 SteelCAI Yuqing. HU Xiongfeng, QU Shengguan, ZHANG Yalong, LAI Fuqiang. LI Xiaoqiang (School of M echanical and A utom otive Engineering, South China U niversity of Technology, Guangzhou 510641, China) Abstract ：Shot peening was conducted on surface of CF53 steel under three shot peening strengths (0.326,0.401, 0.438 m m), and then pin-on-disk friction and w ear tests were carried out under oil lubrication conditions.The surface m orphology, m icrostructure, microhardness and w ear resistance of the specimens before and after shot peening w ere studied and compared. The results show that the surface of the specimens had dimple-like pit morphology after shot peening, and the surface roughness, microhardness and depth of the hardening affected zone increased w ith the increase of the shot peening strength. Shot peening by three strengths im proved the wear resistance of the specim ens；the friction coefficients and volume w ear rates after shot peening were less than those of the unpeened specimens. T he w ear resistance of the specimen shot peened w ith 0.326 m m strength was the best.T he wear m echanism of the unpeened specimens was mainly adhesive w ear and material shearing off. A fter shot peening at strength of 0.326,0.401 m m, the wear mechanism was delam ination and abrasive w ear；at strength of0.438 m m, the w ear m echanism was fatigue wear.Key words：CF53 ste e l；shot peening；sliding w ear；friction coefficient；abrasive wear〇引言CF53钢强度高、加工工艺性好且成本低,广泛用 于制造曲轴、机床主轴、凸轮轴和滚筒等重要零部 件[1]，但其在耐磨性能方面表现出明显的不足[2]，并 且仅仅依靠热处理来提高其性能已远不能满足零件 的耐磨性要求。

第27卷　第6期2007年12月 航　空　材　料　学　报JOURNAL OF AERONA U TI C AL MATER I ALSVol 127,No 16　December 2007基于切削热2力耦合效应的表面强化技术及其工艺试验研究龙震海,　赵文祥,　王西彬(北京理工大学机械与车辆工程学院,北京100081)摘要:经过对超高强度钢工件高速切削加工表面质量的系统研究,发现在某种特定的切削条件下,工件表面质量将会发生显著改变。

该变化不仅表现为表面特征的大幅改善,如表面粗糙度可以控制在014μm 以下,无宏观裂纹发生等,还表现为表层及次表层显微硬度的明显提高、最大残余压应力深度的大幅增加(达到0135mm )以及表面耐磨性能的显著增强等。

研究结果表明,合理的切削工艺将极有可能成为一种能够在获得工件结构形状与精度指标的同时,对加工表面表层、次表层的组织特性与工件使用性能产生积极影响的表面强化手段。

关键词:热2力耦合;表面强化;高速切削;残余应力场中图分类号:T G50617;TG 178 文献标识码:A 文章编号:100525053(2007)0620045205收稿日期6228;修订日期232作者简介龙震海(—),男,副教授,博士,(2)z @y 1。

统计数据与失效分析表明,机械零部件的失效大多发生于表面,或者是先从表面开始,并以循环损伤(空洞或剪切带)或微裂纹萌生的形式逐渐向内部发展,最后导致断裂。

因此,开展表面强化技术研究,提高材料表面性能,延长零件使用寿命和充分发挥材料潜力,成为重点研究内容之一[1～6]。

作为提高工件表面机械性能和抗蚀性能的各种工艺方法的总称,按表面强化技术的物理化学过程,目前工业界所使用的表面强化手段大致可以分为表面形变强化、表面热处理强化、化学热处理强化、表面冶金强化、以及表面薄膜强化等类[1]。

几十年来,这些强化技术手段对于提高工件的耐磨性能、抗蚀性能、疲劳强度,以及热硬性等目的发挥着巨大的作用。

表面滚压强化技术研究与应用进展何嘉武1，2，马世宁1，巴德玛1【摘要】摘要:综述了表面滚压强化技术的原理、特点及其研究与应用发展现状，指出其重点研究方向是将该技术用于各类零件表面的维修与强化;重视微观组织强化机理研究，以探究微观塑性应变与宏观工艺之间的关系，并加强有限元仿真方面的研究，利用其对滚压工艺进行优化，使该技术普适性更强、效率更高、应用范围更广;对滚压强化技术未来发展趋势进行了展望。

【期刊名称】装甲兵工程学院学报【年(卷),期】2013(027)003【总页数】7【关键词】关键词:滚压强化;研究进展;应用进展大多数金属零件的磨损、腐蚀和疲劳等失效都是从表面开始，如机械传动零件的磨损、发动机缸套的腐蚀、曲轴的疲劳断裂等。

因此，许多国家都在大力开发、研究和应用表面强化处理技术来改善零件的表面性能。

迄今为止，各种表面强化处理方法多达几十种，这些方法各有优缺点，适用于不同领域［1-2］。

表面滚压强化是一种较好的表面强化手段，对于降低零件表面的粗糙度、引入残余压应力，改善零件的耐腐蚀、耐磨性和抗疲劳性能均具有重要意义［3-6］。

滚压工艺可以显著降低合金钢、铝合金、铜合金等金属的表面粗糙度，使钢的表面粗糙度降低到0.04～0.32 μm，使铝合金的表面粗糙度降低到0.1～0.8 μm，可部分替代传统的磨削和抛光加工工艺［7-8］。

另外，合金钢表面滚压强化处理后，表层硬度显著提高，其硬化层厚度约为0.1～0.8 mm，高于喷丸处理的0.05～0.22 mm［9-10］。

同时，由于该技术具有工艺简单、节能环保、效率高等优点，其在国内外都得到了广泛的应用。

据有关资料记载［11］，工程机械和汽车发动机曲轴越来越多地采用圆角滚压工艺进行强化，国外汽车发动机曲轴80%以上需经圆角滚压处理，而轿车发动机曲轴几乎全部要通过圆角滚压工艺进行强化。

随着滚压技术的成功应用，滚压技术受到人们的普遍重视，近几年来获得了较快发展;而新型滚压工具的研制成功，又在不断拓宽滚压技术的应用范围。

轧辊生产使用检测及表面强化基础知识前言轧辊是金属加工行业中一种常用的工具和设备，用于轧制金属材料，如钢材、铝材等。

轧辊在使用过程中面临着高强度的冲击和磨损，因此需要进行检测和表面强化。

本文将介绍轧辊的生产使用检测流程以及表面强化的基础知识。

轧辊生产检测轧辊的生产检测是为了保证轧辊的质量，提高其使用寿命和稳定性。

主要包括以下几个方面的检测：材料检测轧辊主要由高铬铸铁、高铬铸钢等材料制成。

在生产过程中，需要对材料进行检测，确保其符合相关标准要求。

常用的材料检测方法包括化学成分分析、金相组织分析等。

尺寸检测轧辊的尺寸精度对轧制产品的质量有着重要影响。

因此，在生产过程中需要对轧辊的尺寸进行检测，确保其符合设计要求。

常用的尺寸检测方法包括三坐标测量、外径测量等。

表面质量检测轧辊的表面质量直接影响轧制产品的表面质量。

因此，在生产过程中需要对轧辊的表面进行检测，确保其表面光洁度和平整度满足要求。

常用的表面质量检测方法包括平行度测量、表面粗糙度测量等。

轧辊使用检测轧辊在使用过程中，会受到冲击和磨损，因此需要进行定期检测，以确保其安全可靠地运行。

主要包括以下几个方面的检测：磨损检测轧辊在使用过程中，会因为与金属材料的摩擦而产生磨损。

定期检测轧辊的磨损情况，可以及时更换磨损严重的轧辊，以保持轧辊的工作性能。

常用的磨损检测方法包括测量磨损凹槽深度、测量表面损失量等。

裂纹检测轧辊在使用过程中，可能会因为冲击或其他原因产生裂纹。

裂纹的存在会降低轧辊的工作性能，甚至导致轧辊断裂。

因此，需要定期检测轧辊的裂纹情况，及时修补或更换有裂纹的轧辊。

常用的裂纹检测方法包括超声波检测、磁粉检测等。

接触应力分析轧辊在使用过程中，由于冲击和磨损会受到较大的应力。

通过对轧辊接触应力的分析，可以评估轧辊的工作状态和剩余寿命，以制定合理的维护计划。

常用的接触应力分析方法包括有限元分析、应力测量等。

表面强化基础知识由于轧辊在使用过程中受到的冲击和磨损较大，为了延长轧辊的寿命和提高其使用性能，常常需要对轧辊进行表面强化处理。

周安, 刘秀波, 王权, 孟元, 张世宏. 304不锈钢滑动摩擦学行为的分子动力学模拟[J]. 摩擦学学报（中英文）, 2024, 44(4):551−561. ZHOU An, LIU Xiubo, WANG Quan, MENG Yuan, ZHANG Shihong. Tribological Behavior of 304 Stainless Steel by Molecular Dynamics Simulation[J]. Tribology, 2024, 44(4): 551−561. DOI: 10.16078/j.tribology.2023101304不锈钢滑动摩擦学行为的分子动力学模拟周 安1, 刘秀波1*, 王 权1, 孟 元1, 张世宏2(1. 中南林业科技大学 材料表界面科学与技术湖南省重点实验室，湖南 长沙 410004;2. 安徽工业大学 先进金属材料绿色制备与表面技术教育部重点实验室，安徽 马鞍山 243002)摘 要: 采用分子动力学模拟方法研究了压入深度与滑动速度对304不锈钢磨损量、摩擦系数、位错演变及剪切应变的影响. 结果表明：在较大的压入深度下平均摩擦系数及位错长度明显较高，导致了更严重的塑性变形；在相同的压入深度下较高滑动速度的摩擦力明显升高而位错长度降低，这是由于高速下不锈钢内部位错形核缺乏持续驱动力，从而减轻了不锈钢的变形. 此外滑动摩擦过程中产生的摩擦热促进了内应力的释放，导致离散结构位错、多节点位错及位错锁(环)的形成，从而阻碍位错进一步传播并提高不锈钢抗变形能力. 本工作中所计算磨损原子数量几乎与滑动距离呈线性正比，符合经典Archard 定律.关键词: 304不锈钢; 分子动力学模拟; 滑动摩擦学行为; 纳米划痕中图分类号: TH117.1文献标志码: A文章编号: 1004-0595(2024)04–0551–11Tribological Behavior of 304 Stainless Steel by MolecularDynamics SimulationZHOU An 1, LIU Xiubo 1*, WANG Quan 1, MENG Yuan 1, ZHANG Shihong2(1. Hunan Province Key Laboratory of Materials Surface/Interface Science & Technology,Central South University of Forestry & Technology, Hunan Changsha 410004, China;2. Key Laboratory of Green Fabrication and Surface Technology of Advanced Metal Materials,Ministry of Education, Anhui University of Technology, Anhui Maanshan 243002, China )Abstract : 304 stainless steel is a common alloy of stainless steel that contains Fe, Cr and Ni elements. It has received extensive attention due to its excellent corrosion resistance mechanical properties and low price 304 stainless steel is widely applied to automotive aerospace, architecture and nuclear industries, etc. However, the friction and wear behavior of stainless steel can significantly affect its performance and service life in different environments and applications.Therefore, studying nano-tribological characteristics and the deformation process of 304 stainless steel is crucial given the fast growth of nanotechnology and advanced materials. Currently, molecular dynamics (MD) simulation has become an effective tool for revealing atomic scale behavior, providing clear insights into potential deformation mechanisms and defect evolution.Received 1 June 2023, revised 3 August 2023, accepted 7 August 2023, available online 28 April 2024.*Corresponding author. E-mail: ******************, Tel: +86-139********.This project was supported by the National Natural Science Foundation of China (52075559, 52105238), the Hunan Provincial Key Research & Development Program (2022GK2030), the Hunan Provincial Natural Science Foundation (2023JJ41051) and the Open Fund of Key Laboratory of Green Fabrication and Surface Technology of Advanced Metal Materials, Ministry of Education (GFST2023KF01).国家自然科学基金项目(52075559, 52105238)、湖南省重点研发计划项目(2022GK2030)、湖南省自然科学基金项目(2023JJ41051)和先进金属材料绿色制备与表面技术教育部重点实验室开放基金项目(GFST2023KF01)资助.第 44 卷 第 4 期摩擦学学报（中英文）Vol 44 No 42024 年 4 月TribologyApr, 2024 The molecular dynamics model consists of a 304 stainless steel and a diamond abrasive, where the 304 stainless steel specimen is divided into a Newtonian layer, a thermostat layer and a fixed layer. The effects of the sliding velocity and pressed depth on wear capacity, friction coefficient, dislocation evolution and shear strain were comprehensively investigated using molecular dynamics simulation in this paper. The results showed that the average friction force, average normal force and average SCOF under the 15 Å pressed depth was significantly higher than other pressed depths, and the number of wear atoms was significantly the highest. 304 stainless steel had a large amount of atomic displacement and dislocation length at high pressed depth; The smaller range of shear strain under low pressed depth helped to reduce the plastic deformation of 304 stainless steel. At the same pressed depth, the friction force was higher under higher sliding velocity, while the dislocation length decreased. This was due to the lack of sustained driving force for dislocation nucleation inside the alloy at high velocity, thereby reducing the deformation of the alloy. In addition, the friction hear generated promoted the release of internal stress in the sliding friction process, resulting in the formation of discrete structural dislocations, multi node dislocation and dislocation locks (rings), thus preventing further propagation of dislocations and improving the deformation resistance of the alloy. The number of wear atoms calculated in this work was almost linearly proportional to the sliding distance. In the process of sliding friction, friction heat would produce complex thermal stress changes in 304 stainless steel, which would affect the change of friction coefficient and dislocation nucleation. However, heat promoted stress release, leading to the formation of discrete structural dislocations, multi node dislocations, and dislocation loops (locks), thereby hindering the further propagation of dislocations and improving the deformation resistance of stainless steel. This was completely consistent with the strain hardening theory of 304 stainless steel. In addition, the slip deformation of some Shockley dislocations played a dominant role in the plastic deformation mechanism.Key words: 304 stainless steel; molecular dynamic simulation; sliding tribological behavior; nano-scratch304不锈钢是1种常见的不锈钢，含有Fe、Cr、Ni等元素[1]. 由于其优异的耐腐蚀性能和相对较低的价格被广泛应用于汽车航天[2]、建筑[3]和核工业[4]等领域，受到了广泛关注. 然而在不同环境及工况的应用中，304不锈钢的摩擦磨损行为会显著影响其机械性能和使用寿命. 为了改善这些局限性，研究人员开始对304不锈钢进行摩擦磨损研究，分析其力学性能和晶格结构的变化. Dib等[5]指出，当AISI52100钢球在AISI304L不锈钢表面上滑动时，黏附和犁削是主要的磨损机制. 目前，304不锈钢的研究主要集中在宏观层面，而纳米层面的变形机制研究很少，但是304不锈钢的摩擦学行为的纳米研究极其重要，因为研究摩擦系数、位错演变及剪切应力有助于理解304不锈钢的纳米摩擦学行为，扩展其应用范围[6-7].分子动力学(Molecular dynamic, MD)模拟已成为揭示原子尺度行为的有效工具，可以对潜在的变形机制和缺陷演化提供清晰的见解[8]. Chen等[9]通过分子动力学模拟研究了不同成分CoCrFeMnNi合金的力学性能与变形机制之间的关系. 研究发现具有互锁图案的组合物往往表现出更好的强度和延展性. 因此MD模拟方法可直观地观察材料在磨损过程中的应力变化和位错演变[10]，便于更深入地理解变形机理. Rahimi等[11]利用分子动力学研究了钝化膜的电化学性能，动电位极化结果表明，钼酸不仅能降低钝化膜的腐蚀速率，还能降低钝化膜形成的临界电流密度. 上述研究表明，304不锈钢的防腐性能可以通过MD模拟进行研究，但304不锈钢的纳米摩擦学行为研究仍然不足，有待进一步研究.本研究中采用MD模拟研究了304不锈钢在纳米划痕过程中的摩擦学行为. 建立了304不锈钢的MD模型，以滑动速度与压入深度为变量，研究了磨损量、摩擦系数、位错演变以及剪切应力的变化，并深入分析其变形机理. 这项工作有助于理解压入深度与滑动速度对304不锈钢的纳米摩擦学行为的影响，从而最大限度地减少加工过程中对304不锈钢的磨损，从而提高其利用率. 此外详细阐述了304不锈钢在纳米尺度上的摩擦学性能，探究其耐磨减摩机理，这对纳米技术和微纳器件的发展具有重要意义.1 MD模拟与纳米划痕试验1.1 构建模型本文中所展示的304不锈钢滑动摩擦模型是使用大规模原子/分子并行模拟(LAMMPS)软件所构建，其主要由金刚石磨粒和304不锈钢模型构成，包含C、Fe、Cr以及Ni这4种原子. 如图1所示，磨粒设置半径为20 Å的球形金刚石，304不锈钢模型沿X-[1 0 0]、Y-[0 1 0]和Z-[0 0 1]方向的长宽高分别为200 Å×120 Å×120 Å，552摩擦学学报（中英文）第 44 卷并设置为以Fe 原子为主的FCC 结构 (a =3.56 Å)[12]. 为了减少模拟体系的边界效应，将X 轴与Y 轴方向设为周期性边界，Z 轴方向设为非周期性边界，如图1所示，304不锈钢模型沿Z 轴方向划分成边界层(0~15 Å)、恒温层(15~30 Å)以及牛顿层(30~120 Å)，同时为了使模型中所填充的原子分布均匀且达到平衡状态，在进行滑动摩擦之前需对该模型进行弛豫处理，具体工作详见文献[13].在MD 模拟过程中，工件中4种类型的原子在滑动摩擦中存在多种相互作用：其中Fe-Cr-Ni 相互作用采用嵌入原子势(EAM)描述[14]，如公式(1)所示；Fe-C 、Ni-C 和Cr-C 相互作用采用兰纳-琼斯势 (Lennard-Jones ，L-J)描述[15]，如公式(2)所示；C-C 相互作用采用Tersoff 势函数描述，本次模拟中将金刚石磨粒视作刚体，因此在后续计算中C-C 原子间的相互作用不做考虑[16].E i =F α(ρβ(r i j ))+12∑∅αβ(r i j )(1)∑∅αβ(r i j )r i j F α(ρβ(r i j ))式中，E i 是系统总势能，是原子i 和j 之间的对势，是2个原子间的距离，为嵌入能. 值得一提的是EAM 势由两部分组成，在原子对势的基础上添加了电子云密度相关项，比单纯的对势精确度更高也更复杂，无法仅仅使用参数进行描述，因此通常在专用网站下载EAM 势函数文件进行使用.E =4ε[(σr )12−(σr)6](r <r c )(2)式中，r 为2个原子之间的距离，E 为原子距离为r 的2个原子之间的势，r c 为截断半径，ε与σ分别为原子内聚能参数及距离参数，根据长程范德华相互作用与Lorentz-Berthelot 法则计算[17]，本工作中所采用L-J 势函数的具体参数列于表1中[18].最后进行滑动摩擦过程中，设置金刚石磨粒在不同压入深度下沿着X 轴方向分别以0.5、1.0和1.5 Å/ps 的速度在304不锈钢表面进行摩擦. 摩擦过程中使用的参数列于表2中. 模拟完成后，通过OVITO 软件对模拟输出进行可视化和分析. 根据文献调查，对于较小尺度下的滑动摩擦试验，可以使用Archard 定律近似描述纳米级磨损[19]，因此本文中借助MD 模拟，探究纳米尺度下304不锈钢磨损行为与Archard 定律的一致性，以验证本次模拟结果的准确性.表 1 L-J 势函数参数[18]Table 1 Parameters of L-J potential function[18]Atomε/eV σ/ÅFe-C 0.046 571 2.949 1Ni-C 0.052 182 2.954 7Cr-C0.052 6663.017 7表 2 滑动摩擦过程中的模拟环境参数Table 2 Simulation environment parameters in thesliding friction processParameters Specifications Potential function EAM/L-J Model size 200 Å×120 Å×120 ÅTemperature/K 300Ensemble NVE/NVTTime step/fs 1Scratching velocity/(Å/ps)0.5, 1.0, 1.52 结果与分析2.1 划痕深度对纳米摩擦学性能的影响在金刚石磨粒滑动过程中，304不锈钢表面会形成磨屑和犁沟等现象，由于模拟过程中无法确定304不锈钢在滑动摩擦过程中的磨损量，因此在原子水平上磨损原子数量成为评估磨损量的重要指标，为了直观分析其磨损原子数量的变化，本工作将304不锈钢模型中位移超过10 Å的原子定义为磨损原子并进行定量计算[20-21]. 图2所示为磨损原子数量随滑动距离变化关系图，明显看出在滑动过程中较大压入深度下产生的磨损原子数量更多，这是由于在较大的压入深度下，金刚石磨粒与304不锈钢接触面积更大，大部分的磨粒压入304不锈钢内部并进行滑动摩擦，破坏了更多的晶格结构，从而造成大量原子剥落. 此外，观察任何1条磨损原子数量动态响应曲线，能够看出磨损原子数量与滑动距离几乎呈线性正比，符合经典的Archard 定律.在滑动摩擦过程中由于能量转换会导致摩擦热Newtonian layer Thermostat layer Boundary layerAbrasive120 Å120 Å200 ÅZ YXCFeNiCrFig. 1 MD simulation model of nanodiamond abrasive and304 stainless steel 图 1 纳米金刚石磨粒与304不锈钢的分子动力学模型第 4 期周安, 等: 304不锈钢滑动摩擦学行为的分子动力学模拟553的产生，而热量的变化对304不锈钢的摩擦行为存在较大影响. 图3所示为滑动过程中不同时刻的温度分布，为了更清晰地了解滑动过程中热量的耗散情况，选用固定的划痕深度与速度分别为10 Å和1 Å/ps ，依次在40、80及120 Å的距离下进行研究. 图3能够明显看出滑动距离为40 Å时，高温分布范围聚集在40 Å (X 轴)附近，随着滑动距离增加至80及120 Å，高温分布范围也随之移动(X 轴)，由此说明热量伴随着滑动摩擦的进行而产生. 然而高温分布范围随滑动摩擦的进行逐渐缩小，可能是由于模型内部设置速度标定法(temp/rescale)进行控温，时间越长温度越稳定导致高温范围的缩小.此外，当滑动距离增加至120 Å时，距离为40 Å时的热量已被耗散，意味着金刚石磨粒在304不锈钢表面进行滑动摩擦的过程中，总是伴随着热量的累积及耗散.金刚石磨粒在304不锈钢表面进行滑动摩擦的过程中，会受到横向力(F x )与法向力(F z )的作用，由于此时磨粒在水平方向未受到其他力的作用，此时将横向力F x 也视作为摩擦力，平均横向力与平均法向力的比值作为平均滑动摩擦系数(Sliding friction coefficient).图4展现了不同压入深度下，304不锈钢滑动摩擦过程中F x 、F z 及平均滑动摩擦系数随滑动距离的变化，由图4(a)与(b)可知，随着金刚石磨粒滑动至不锈钢表Distance/Å20N u m b e r o f w e a r a t o m s 1 00002 0003 0004 0005 0006 0007 0008 000406080100120Depth=5 ÅDepth=10 ÅDepth=15 ÅFig. 2 The trend of the number of wear atoms varies withsliding distance increases图 2 磨损原子数随滑动距离变化趋势801006040Y d i r e c t i o n X direction200200406080100120140160180200801006040Y d i r e c t i o n X direction200200406080100120140160180200801006040Y d i r e c t i o nX direction2002004060801001201401601802000.0053.75107.50161.25215.00268.75322.50376.25430.00Temperature/K(a)(b)(c)Fig. 3 Temperature distribution under different sliding distances: (a) 40 Å; (b) 80 Å; (c) 120 Å图 3 不同滑动距离下的温度分布：(a) 40 Å；(b) 80 Å；(c) 120 Å120140N o r m a l f o r c e /n N10080604020200406080100Distance/Å1200 1.2A v e r a g e s l i d i n g f r i c t i o n c o e f f i c i e n t1.00.80.60.40.251015Depth/Å0.0120140T r a n s v e r s a l f o r c e /n N 1008060402020406080100Distance/Å1200 5 Å10 Å15 Å5 Å10 Å15 Å0.692 770.910 951.160 53(a)(b)(c)Fig. 4 (a) Friction force curve with distance, (b) normal force curve with distance and (c) average sliding frictioncoefficient under different pressed depth of 5,10 and 15 Å图 4 压入深度分别为5、10和15 Å时磨粒(a)摩擦力随距离变化曲线、(b)法向力随距离变化曲线及(c)平均滑动摩擦系数554摩擦学学报（中英文）第 44 卷面，不同压入深度下的F x 与F z 皆从0开始增加，这意味着304不锈钢中的晶格结构在滑动过程中不断被破坏.在滑动一段时间后，磨损原子无法全部堆积在磨粒周围从而流向两边，导致只有一定数量的原子黏附在磨粒周围，并随之一起滑动对304不锈钢造成摩擦磨损[22]，因此一段滑动距离后F x 趋向于在1个纵向区间内小幅波动. 而在滑动过程中，磨粒挤压不锈钢导致晶格变形，从而存储应变能，当应变能达到临界值时能量被释放，晶格结构被重建，并产生一些非晶结构[23]，导致F z 的波动. 图4(c)给出了在压入深度分别为5、10及15 Å时不锈钢的平均滑动系数，平均滑动摩擦系数依次为0.692 27，0.910 95和1.160 53，这表明磨粒与不锈钢的接触面积与平均滑动摩擦系数密切相关，压入深度较小时304不锈钢表面的摩擦阻力更小，意味着更少的晶格缺陷.为了深入理解滑动过程中摩擦学行为的变化机理，进一步从基体内部所产生的缺陷及位错演变等方面进行分析. 在先前工作中得知，在滑动摩擦刚开始进行时，首先在磨粒下方产生少量缺陷，随着磨粒运动位错随之形核并生成新的位错结构. 图5中明显存在Shockley 部分位错、Stair-rod 部分位错、Hirth 部分位错及Perfect 位错等，其中Shockley 部分位错占据绝大部分的位错数量，这与Sun 等[24]试验结果完全一致. 通过比较图5(a~c)能够看出在较大的压入深度下，位错数量明显增多，分布范围更为广泛，这可能是由于磨粒在压入过程中突破其弹塑性临界点，第1次产生的Shockley 部分位错发生滑移并且迅速增殖，同时位错数量增多引发位错缠结，形成位错环和位错锁等结构，聚集在磨粒下方保持塑性变形，因此在此情况下位错在基体内部分布范围广，导致塑性区更大，不锈钢内部产生更多变形. 图5(a1~c1)展现了滑动过程中的原子运动方向(如橙色箭头所示)，大量原子朝着磨粒运动方向运动，表明磨损原子趋向于堆积在磨粒前方阻碍其滑动，而部分原子向着位错方向运动，据推测原子朝着位错线运动并被位错包裹堆积形成层错(stacking faults, SFs). 此外，通过比较在不同压入深度下运动原子数量，明显看出较大压入深度下更多原子发生了位移，进一步证明了位错及层错的生长.图6所示为不同压入深度下304不锈钢位错长度随滑动距离的变化曲线，图6中位错长度曲线随滑动距离的变化而波动，可能是摩擦热促进了位错成核.此外位错长度随压入深度的增加明显增加，可能是由于位错不断消失、扩散并进一步缠结，导致空位与相互位错等缺陷产生[25]，更多数量的晶格被破坏，塑性变形区相对较大，表明亚表面损伤逐渐严重. 因此不同压入深度下的位错缺陷特征与划痕区域的平均滑动摩擦系数有关，位错滑移诱发的塑性变形越强摩擦系数越大.图7(a1~c1)显示了不同压入深度下304不锈钢内部剪切应力的分布，值得注意的是原子根据应变值着色(如标尺所示). 明显看出V 形分布在压头周围且数量较多，表明压头底部原子发生了较为强烈的剪切应变. 同样随着压入深度的增加，剪切应变迅速增长并扩展到远场区域，说明在较大的压入深度下产生了更严重的内部变形. 图7(a2~c2)展现了不同压入深度下1/6<112> Shockley (a)(a1)(b1)(c1)(b)(c)1/2<110> Perfect5 Å10 Å15 ÅOther1/6<110> Stair-rod 1/3<100> HirthFig. 5 (a~c) Dislocations distribution and (a1~c1) trajectory of atomic motion under different pressed depths图 5 不同压入深度下(a~c)位错分布及(a1~c1)原子运动轨迹第 4 期周安, 等: 304不锈钢滑动摩擦学行为的分子动力学模拟555内部变形情况，显然V 型层错大量堆积在磨粒底部及下方，且与图7(a1~c1)所示的剪切应变形状及位置一致，进一步说明不锈钢内部剪切应变及变形情况. 此外位错包裹着SFs 结构随着压入深度的增加而生长形成V 型位错，使得塑性变形更为剧烈.2.2 滑动速度对纳米摩擦学性能的影响图7给出了不同压入深度下滑动速度分别为0.5、1.0及1.5 Å/ps 时304不锈钢的平均摩擦力(F x )、平均法向力(F z )及平均滑动摩擦系数. 图8(a)所示为在不同压入深度下的平均摩擦力随着滑动速度的增加而增大，说明磨粒在进行滑动摩擦过程中所受到的阻力增大，这表明金刚石磨粒在滑动过程中的平均摩擦力与速度联系较为相关. 根据牛顿定律可知，同等条件下静止原子如需获得较高的速度应同时施加更大的力[26]，因此在高速下金刚石磨粒所受到的力高于低速下所受的力. 如图8(b)所示，在压入深度为5和15 Å时，平均法向力随着速度的增加先增大后减小，而压入深度为10 Å下的平均法向力保持上升趋势，可能是由于在模拟滑动过程中存在摩擦热的影响，导致平均法向力在维持固定划痕深度的过程中出现波动. 如图8(c)所示，对于相同的压入深度，由于平均法向力随着速度的变化出现波动，导致平均滑动摩擦系数同样未存在明显变化规律.图9(a~c)展现了不同速度下的位错分布情况，大量Distance/Å20D i s l o c a t i o n l e n g t h /Å50001 0001 5002 0002 5003 000406080100120Depth=5 ÅDepth=10 ÅDepth=15 ÅFig. 6 The variation trend of dislocation length with sliding distance under different pressed depth of 5, 10 and 15 Å图 6 在压入深度分别为5、10和15 Å下位错长度随滑动距离的变化趋势ZZYY XX−115 Å10 Å15 Å(a1)(b1)(c1)(a2)(b2)(c2)Fig. 7 Distribution of (a1~c1) shear strain and (a2~c2) stacking faults under different pressed depth图 7 在不同压入深度下(a1~c1)剪切应力分布及(a2~c2)层错分布100A v e r a g e F x /n N8060402051015Depth/Å(a)(b)(c)0.5 Å/ps 1.0 Å/ps 1.5 Å/ps0.5 Å/ps 1.0 Å/ps 1.5 Å/ps0.5 Å/ps 1.0 Å/ps 1.5 Å/ps100A v e r a g e F z /n N8060402051015Depth/ÅA v e r a g e s l i d i n g f r i c t i o n c o e f f i c i e n t /n N1.21.00.80.60.40.251015Depth/Å0.0Fig. 8 (a) Average friction force, (b) average normal force and (c) average sliding friction coefficientunder different pressed depth and sliding velocity 图 8 不同压入深度下和不同滑动速度下磨粒所受(a)平均摩擦力、(b)平均法向力和(c)平均滑动摩擦系数556摩擦学学报（中英文）第 44 卷位错明显堆积并缠绕在压头附近，且Shockley 部分位错仍占据极大部分，这表明在滑动摩擦过程中Shockley 部分位错的滑移变形在塑性变形机制中起主导作用.图9(d)可以看出当滑动速度分别为0.5、1.0及1.5 Å/ps 时，平均位错长度依次下降为1 287.018 7、1 180.294 5和964.709 82 Å，可能是由于在高速滑动下不锈钢内部位错形核并传播的过程中缺乏持续的驱动应力[27]，导致位错长度较低，304不锈钢的塑性变形情况明显减轻.图10(a~b)所示为固定压入深度下位错结构在滑动过程中的演变，随着滑动距离的增加能够观察到位错的演变及传播. 图10(c~f)显示了离散位错结构、多位错节点、位错环和闭合梯杆位错. 离散位错结构演变主要归因于压头尖端附近所积累应力的释放，而多节点位错负责存储额外的能量，随后这些能量由延伸的位错节点或结的中心释放[28]. 此外，图10中所观察到的位错环等结构会进一步阻碍位错传播，由此限制了不锈钢的塑性变形并导致应力急剧增加. 这与304不锈钢在滑动过程由于位错及剪切应变诱发马氏体的形成而具有应变硬化性能的结论保持一致[29].在速度分别为0.5、1.0和1.5 Å/ps 的滑动过程中，层错在304不锈钢内部的分布情况如图11(a~c)所示，明显看出大部分位错包裹着磨损原子形成V 型层错，破坏不锈钢内部晶体周期性. 图11(d~g)详细描述了V 型位错的形成过程，如图11中红色、蓝色和灰色原子分别表示层错、BCC 结构原子和位错核原子或表面原子. 如图11(d)所示位错首先成核，然后沿箭头方向运动释放应力，并堆积在层错SFs 平面上，随后位错在SFs 平面上积累并使SFs 平面迁移. 随着磨粒的运动，成核位错沿着图11(e)所示箭头方向延伸. 可以推测在V 型位错的形成过程中，SFs 平面的迁移和SFs 平面的位错成核提高了不锈钢的韧性[30].2.3 MD 模拟结果的验证目前关于304不锈钢滑动摩擦学行为主要聚焦于微观层面，而MD 模拟方法研究的纳观层面数量级远远低于现有试验，因此将本文中模拟结果与已有的试验结果定性比较，讨论本MD 模拟结果的合理性.在常温下，Jeyaprakash 等[31]对304不锈钢的摩擦学性能展开研究，发现304不锈钢的摩擦力随着滑动距离的增加而增加并随后趋于稳定. Amanov 等[32]采用纳米划痕测试(nano-scratch testing, NST)得出摩擦系数随着穿透深度的增加而增加. 在本次MD 模拟试验中也发现在滑动过程中304不锈钢的摩擦力随着滑动距离的增加而增加并趋于稳定，且滑动平均摩擦系数与压入深度变化依然保持相同. Bernoulli 等[33]、江俊佑等[34]和Mao 等[35]多次表明合金在滑动摩擦过程产生的热量变化等因素会影响表面及亚表面层的状态，这1/6<112> Shockley 1/2<110> Perfect 1/6<110> Stair-rod 1/3<100> HirthOther1 4001 6001 2001 0008006004002000.5A v e r a g e d i s l o c a t i o n l e n g t h /Å1.0 1.5Sliding velocity/(Å/ps)1 287.018 71 180.294 5964.709 82(a)(b)(c)(d)Fig. 9 (a~c) Dislocation distribution and (d) average dislocation length under different sliding velocity of 0.5, 1.0 and 1.5 Å/ps图 9 在速度分别0.5、1.0及1.5 Å/ps 时(a~c)位错分布及(d)平均位错长度第 4 期周安, 等: 304不锈钢滑动摩擦学行为的分子动力学模拟557使得摩擦系数随滑动速度变化的规律较为复杂，可能会引发不同的趋势. 本模拟获得的304不锈钢滑动系数与滑动距离的变化关系与试验结果趋于一致.Zhang 等[36]研究发现304不锈钢具有FCC 结构，其塑性变形通常是将1个完美位错分解为2个不完美位错，平面上层错重叠导致剪切带的形成并发生滑移，诱发马氏体的形核，且位错会在滑移带处累积导致应力集中甚至挤压. Eid 等[37]指出在主要负责摩擦化学反应和各种相变的凹凸点对点接触处可以获得高温值，而热量累计随后导致应力释放影响了合金内部位错变化. Zhang 等[38]研究了Fe 基非晶态涂层的磨损性能，发现压入深度越大变形穿透越深，在这种情况下尤其FCC 金属滑动摩擦产生较高水平的剪切应变往往会在亚表面区域引发大量位错，产生更为严重的塑性应变，但同时由于高密度位错的存在导致较高水平的硬化表面层. 本模拟获得的304不锈钢的滑动区域内部变形机制与试验结果保持一致.综上所述，本工作采用分子动力学模拟304不锈Discrete dislocationstructure (a)(b)(c)(d)(e)(f)Multi dislocationnodeDislocation loopTriangular loopClosed stair-rod stepsy z xy z x D i s l o c a t i o n n o d eLong length stair-rod dislocationNode-1Node-2Fig. 10 Evolution of dislocation structure during sliding process: (a, c) display at a scratch distance of 20 Å the discrete dislocationstructure, multi-dislocation node, and long-length stair-rod dislocation. (b, d, e, f) display at a scratch distance of 30 Åthe formation of the dislocation node closed, stair-rod steps, and dislocation loop图 10 滑动过程中位错结构演变情况：(a, c)划痕距离为20 Å时离散位错、多位错节点与长stair-rod 位错结构；(b, d, e, f)划痕距离为30 Å时位错节点、闭合stair-rod 位错及位错环结构y xz(TB)(TB)(TB)y xzy xz (a)(d)(e)(f)(g)(b)(c)Fig. 11 (a~c) Distribution of stacking faults under different sliding velocity and (d~g) the formation process ofV-shaped dislocation during sliding friction process图 11 (a~c)不同滑动速度下层错分布及(d~g)滑动摩擦过程中V 形位错的形成过程558摩擦学学报（中英文）第 44 卷钢滑动摩擦学行为的结论与相应的试验结果进行比较，如摩擦系数、位错演变及应力随不同压入深度和速度的变化、304不锈钢内部变形机制等结果与试验现象高度符合，能够证明本次MD 模拟结果的合理与准确性，并进一步揭示了304不锈钢在原子尺度的磨损机理及摩擦学性能.3 结论本工作中采用分子动力学模拟方法研究了压入深度及滑动速度对304不锈钢的纳米滑动摩擦学行为的影响，主要探究了其磨损量、摩擦力、位错演变及应力分布，得出以下结论：a. 在304不锈钢滑动摩擦过程中，在15 Å压入深度下的平均摩擦力、平均法向力及平均滑动摩擦系数显著高于其他2种深度，并且磨损量明显最高. 在高压入深度下304不锈钢具有较多原子位移数量及位错长度；低压入深度下剪切应变范围较小有助于减轻304不锈钢的塑性变形. 值得一提的是，在本模拟中磨损原子数量几乎与滑动距离成线性正比，符合经典Archard 定律，证明了纳米尺度下304不锈钢磨损行为与Archard 定律保持一致.b. 在相同的压入深度下，较高滑动速度下的摩擦力明显较高，而位错长度有所降低，由于高速滑动下304不锈钢内部位错形核并传播的过程中缺乏持续的驱动应力，导致位错长度较低，减轻了不锈钢的塑性变形.c. 在滑动摩擦过程中会产生摩擦热导致304不锈钢内部产生复杂的热应力变化，影响摩擦系数变化及位错成核情况. 然而热量促进了应力释放，导致离散结构位错、多节点位错及位错环(锁)的形成，从而阻碍位错的进一步传播，提高不锈钢的抗变形能力，这与304不锈钢的应变硬化理论完全一致. 此外Shockley 部分位错的滑移变形在塑性变形机制中起主导作用.参 考 文 献Wang Yanzhong, Gong Shenghan, E Shiyuan, et al. 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钛及钛合金表面Ni-P合金镀层制备工艺及性能研究摘要：为改善钛及钛合金的表面性能，提高其与基体的结合力，采用离子镀技术在其表面制备了Ni-P合金镀层。

通过对镀液中p H值、电流密度、镀液温度等工艺参数的优化，得到了综合性能优良的Ni-P合金镀层。

采用扫描电镜、能谱分析和显微硬度计等手段研究了Ni-P合金镀层的表面形貌和成分；采用微弧氧化技术在钛及钛合金表面制备了Ni-P合金镀层。

结果表明，最优工艺参数下所制备的镀层为细小颗粒状，相组成为Ni-P和Ti-P;Ni-P合金镀层在一定程度上改善了钛及钛合金与基体之间的结合力，具有较好的耐腐蚀性。

关键词：钛及钛合金；Ni-P合金镀层；制备工艺；性能研究引言钛及钛合金具有较高的比强度、比刚度和耐腐蚀性能，在航空航天等领域具有广泛的应用前景。

然而，钛及钛合金表面易产生氧化膜，使其表面硬度、耐磨性、耐腐蚀性等性能降低，因此在一定程度上限制了其应用范围。

近年来，为改善钛及钛合金表面性能，人们对其进行了表面改性处理，如电镀、化学镀、离子镀、激光熔覆、氧化处理等。

其中，离子镀技术具有工艺简单、设备要求不高、镀层质量优异等优点，逐渐成为钛及钛合金表面改性的主要手段之一。

目前，Ni-P合金镀层已广泛应用于电子和微电子器件的防护涂层。

但是，目前关于Ni-P合金镀层的研究多集中于其化学成分和结构性能上，对于其微观形貌和耐蚀性的研究尚不充分。

本文采用离子镀技术在Ti-6Al-4V合金表面制备了Ni-P合金镀层，并对其表面形貌及性能进行了表征。

一、试验方法1.镀液的配制镀液主要由氢氟酸、磷酸盐、硼酸盐组成。

氢氟酸是一种强氧化剂，在离子镀过程中能将镍、磷镀层中的氧元素还原为金属；磷酸盐能够促进镍和磷的沉积。

本试验中所用的离子镀溶液的p H值为3.5~5.0,镀液中所含的磷元素质量分数为0.5~2.5g/L，其中磷元素含量为50 mg/L。

氢氟酸与磷酸按体积比为1:1配比，用水稀释后配制成离子镀液。

第9章模具的热处理及表面强化技术模具热处理及表面强化是模具制造中的关键工艺之一，直接关系到模具的制造精度、力学性能(如强度等)、使用寿命以及制造成本，是保证模具质量和使用寿命的重要环节。

模具在实际生产使用中表明，在模具的全部失效中，由于热处理不当所引起的失效居于首位。

在模具设计制造过程中，若能正确选用钢材，选择合理的热处理及表面强化技术工艺，对充分发挥材料的潜在性能、减少能耗、降低成本、提高模具的质量和使用寿命都将起到重大的作用。

当前模具热处理技术发展较快的领域是真空热处理技术和模具的表面强化技术。

9.1模具的热处理9.1.l模具钢的热处理模具钢的热处理工艺是指模具钢在加热、冷却过程中，根据组织转变规律制定的具体热处理加热、保温和冷却的工艺参数。

根据加热、冷却方式及获得组织和性能的不同，热处理工艺可分为常规热处理、表面热处理（表面淬火和化学热处理等）等。

根据热处理在零件生产工艺流程中的位置和作用，热处理又可分为预备热处理和最终热处理。

模具钢的常规热处理主要包括退火、正火、淬火和回火。

由于真空热处理技术具有防止加热氧化、不脱碳、真空除气、变形小及硬度均匀等特点，近年来得到广泛的推广应用。

1.退火工艺退火一般是指将模具钢加热到临界温度以上，保温一定时间，然后使其缓冷至室温，获得接近于平衡状态组织的热处理工艺。

其组织为铁素体基体上分布着碳化物。

目的是消除钢中的应力，降低模具材料的硬度，使材料成分均匀，改善组织，为后续工序(机加工、冷加工成形、最终热处理等)做准备。

退火工艺根据加热温度不同可分为：1）完全退火将模具钢加热到临界温度A c3以上20~30℃，保温足够的时间，使其组织完全奥氏体化，然后缓慢冷却，以获得接近平衡状态组织的热处理工艺。

其目的是为了降低硬度、均匀组织、消除内应力和热加工缺陷、改善切削加工性能和冷塑性变形性能，为后续热处理或冷加工做准备。

2）不完全退火将钢加热到A c1~A c3（亚共析钢）或A c1~A ccm（过共析钢）之间，保温一定时间后缓慢冷却，以获得接近于平衡组织的热处理工艺。

第52卷第11期表面技术2023年11月SURFACE TECHNOLOGY·225·厚度主导铝合金表面304不锈钢涂层组织结构及性能的演变行为成波1，张新懿1，李文生1,2*，李旭强1，张婷1，马拉特·别洛茨科夫斯基3，乌拉吉米尔·赛纽特3，维克多·卓尼克3（1.兰州理工大学 材料科学与工程学院 有色金属先进加工与再利用国家重点实验室， 兰州 730050；2.西北师范大学 物理与电子工程学院，兰州 730070；3.白俄罗斯国家科学院 机械联合研究所，明斯克 220072）摘要：目的评价不同沉积厚度对铝合金基体上304不锈钢涂层综合性能的影响。

方法采用超音速火焰喷涂在铝合金表面制备3种不同厚度（200、600、1 000 µm）的304不锈钢涂层。

利用附带能谱的扫描电镜（SEM）、X射线衍射仪（XRD）、维氏显微硬度计、纳米压痕仪、液压式万能试验机以及摩擦磨损试验机，研究涂层的微观结构、物相组成、残余应力、硬度分布、弹性模量、结合强度、弯曲性能和摩擦学行为。

结果304不锈钢涂层组织均匀、无裂纹，与基体结合良好。

涂层主要由奥氏体相组成，其余为少量铁素体相和氧化物，且涂层中奥氏体晶粒相比粉末中发生晶粒细化。

随着涂层厚度的增加，涂层孔隙率（C200≈0.5%、C600≈2.5%、C1000≈4.3%）、氧含量（C200≈2.4%、C600≈3.1%、C1000≈4.2%）增加，涂层残余压应力减小，显微硬度、弹性模量和结合强度均呈下降趋势；但涂层断裂刚度与其厚度成正比，断裂时裂纹主要沿未熔颗粒边界和氧化物聚集区域萌生和扩展。

在干摩擦条件下，304不锈钢涂层的摩擦系数约为0.6，与铝合金相比，摩擦过程更加稳定，耐磨性提高3倍。

随着涂层厚度的增加，涂层摩擦系数稳定性降低，磨损率增大，磨损机制以疲劳磨损和犁沟磨损为主。

结论与304不锈钢粉末相比，晶粒细化和残余压应力的存在致使涂层整体硬度提升。