提高车用发动机活塞环摩擦学性能的试验研究

朱凯，王守忠，向文华

(商丘职业技术学院,河南 商丘 476000)

提高车用发动机活塞环摩擦学性能的试验研究

朱凯，王守忠，向文华

(商丘职业技术学院,河南 商丘 476000)

制备了直接离子渗氮环与超声滚压加工-离子渗氮环两类摩擦学试样。利用电子显微镜、硬度计、X射线衍射仪和能谱仪，对表面改性层进行了表征，分析了超声滚压预处理对316L不锈钢活塞环离子渗氮行为的影响；在润滑油条件下，使用往复式摩擦磨损试验机，对比考察了直接渗氮环和超声滚压-渗氮环的摩擦学性能。结果表明，超声滚压-渗氮环相对于直接渗氮环渗氮层的氮含量增加了2.9倍，显微硬度提高了1.1倍，摩擦因数降低了0.04,耐磨性提高了2.8倍。发动机台架试验表明，超声滚压-渗氮环与硼铸铁氮化气缸套的匹配性最好。

活塞环；超声滚压；离子渗氮；摩擦学

活塞环是车用发动机的关键部件之一，经常处于高温、高压、高负荷和贫油等恶劣环境下，不仅存在高速高频的往复运动，而且还在环槽中作激烈的振动。在与气缸套配合工作的过程中，活塞环与气缸套摩擦磨损形成的磨屑结合燃油不完全燃烧形成的积炭，会产生异质颗粒，从而使摩擦副形成三体摩擦；此外燃油燃烧产生的SO2和SO3等也会带来腐蚀磨损的问题[1-3]，会造成活塞环与气缸套内壁面强烈的磨损而失效，从而降低内燃机的动力性、经济性、可靠性、排放性和使用寿命。

活塞环的失效形式多属表面形态损伤，故表面强化处理是提高活塞环耐磨性最有效、最经济的一种方法。徐佳子[4]等研究了陶瓷颗粒含量对Cr-Al2O3复合镀活塞环摩擦磨损性能的影响，活塞环的磨损量随着陶瓷含量的增加而先减小后增加。陶瓷颗粒的镶嵌提高了活塞环的耐磨性能。陶瓷材料热稳定性好,硬度高,镶嵌的陶瓷颗粒量过少时,活塞环表面承载能力不足，镶嵌的陶瓷颗粒量过多时,易引起陶瓷颗粒的应力剥落,不能够很好地满足高性能发动机对活塞环的耐磨、抗擦伤和耐腐蚀等性能的要求。孙韶[5]等研究了活塞环表面镀铬与激光微织构的复合工艺，认为活塞环先表面镀铬后激光加工的工艺顺序更为合理，在合适的脉冲能量和脉冲次数条件下,凹坑直径仅与单脉冲能量有关,凹坑深度只由脉冲次数决定,研究结果为探索在活塞环上应用复合表面加工技术的可行性提供了参考,也为表面织构从理论成果拓展到实际应用奠定了基础。但镀铬层不能适应因短期的快速磨合而产生的超负荷,且镀铬工艺过程毒性大,污染环境;此外镀铬层极脆,容易脱落,会造成气缸损伤。

目前，有关车用发动机活塞环经表面机械自身纳米化预处理后再进行表面离子渗氮处理复合强化方面的研究鲜见报道。316L不锈钢活塞环耐高温、耐腐蚀，机械加工性能和力学性能较好，但其耐磨性较差，容易发生磨损而导致失效。为此，本研究采用超声滚压(USRP)纳米技术和离子渗氮技术对活塞环基体表面进行了复合强化处理。借助相关仪器设备，测定分析了渗氮层的平均深度、含氮量、硬度、物相组成,在润滑油条件下对比考察了直接渗氮环和超声滚压-渗氮环的摩擦学性能，最后，将超声滚压-渗氮环和采用其他措施表面处理的活塞环分别与硼铸铁氮化气缸套进行了台架试验，考察了超声滚压-渗氮环与气缸套的匹配性，力求为提高车用发动机活塞环的使用寿命提供理论参考。

1 试验材料与方法

1.1试验材料

试验用活塞环为冷轧态316L不锈钢活塞环，外径为110 mm，内径为70 mm，轴向厚度为3 mm，外环工作面硬度为190 HV，表面粗糙度Ra平均为4.5 nm，其化学成分见表1。

表1活塞环材料的化学成分(质量分数) %

CCrNiMoMnCuFe0．0217．0611．942．031．681．15余量

1.2试样的制备

将316L不锈钢活塞环在丙酮中超声清洗15 min烘干后，采用TJU-UMSNT-I超声滚压装置[6]，在数控机床上设定并优化USRP处理工艺参数：振动频率20 kHz, 振幅15 μm,载荷300 N,转速200 r/min,进给量0.25 mm/r,工作头直径10 mm,往复加工次数16次。用LDM2-25离子渗氮炉将原始和USRP处理后的活塞环试样一同进行离子渗氮处理[7]，渗氮介质为NH3,优化后的工艺参数分别为电压700 V,真空度600,温度500 ℃,时间4 h。

1.3试验方法

1) 活塞环表观、化学、物理及金相特性测试

采用JSM-7001F 场发射扫描电子显微镜观察原始环和USRP处理环的表面形貌和截面组织结构；不同渗氮环经2%硝酸酒精腐蚀后,采用BX51M金相显微镜观察它们横截面的组织结构和渗氮层厚度；采用D/max-2500X射线衍射仪分析不同活塞环试样的物相结构；用BIR-KV201 X射线光电子能谱仪测定不同渗氮环的氮含量；采用文献[8]中的方法,用Scherrer-Wilson 方程根据衍射峰的宽化程度估算USRP处理环表面层的平均晶粒尺寸；采用52SVD数显维氏硬度计测量不同活塞环试样表面的硬度及表面至基体的硬度变化趋势,载荷50 g,保荷时间5 s；采用TR-240便携式粗糙度仪测试不同活塞环试样的表面粗糙度。

2) 摩擦学性能测试及磨痕观测

摩擦磨损试验在往复式MMW-1万能试验机上进行，试验过程的摩擦力矩由记录仪全程记录并由此计算摩擦因数。被测试样分别为原始环、直接渗氮环和USRP-渗氮环，试样尺寸均为20 mm×17 mm×3 mm，对磨偶件为GCr15钢，硬度为750 HV，Ra≈0.025 μm，试验载荷为20 N，滑动距离1.5 mm,速度为0.04 m/s；室温下采用MoDTC油润滑，试验时间为30 min。采用QUANTA-200扫描电子显微镜观察不同渗氮环磨痕形貌。用FA2004-B电子天平称取摩擦磨损前后的质量，用摩擦磨损失重表征不同试样的耐磨性能。

3) 匹配性试验及耐磨性测试

不同措施处理的活塞环与气缸套的匹配性试验在柴油机试车台上进行，配副气缸套为硼铸铁氮化气缸套，缸径为110 mm，壁厚为8 mm，工作面硬度为750 HV，粗糙度为0.86 μm。试验工况为35.3 kW，2 000 r /min, MoDTC油润滑，用摩擦磨损失重和磨损量表征不同试样的匹配性。

2 试验结果与讨论

2.1活塞环的微观形貌与组织结构

从图1可以看出，原始环表面经超声滚压(USRP)处理后，表层发生了明显的塑性变形，表面出现明显的微凹坑(斜划痕为机械加工痕迹)，显得比较粗糙。经测试，USRP 处理环表面显微硬度为340 HV,比原始环表面硬度190 HV提高了1.6倍，表面粗糙度Ra平均为16 nm。

图1 USRP处理环表面形貌

由图2可以看出，原始环的表面组织为单一的奥氏体相，USRP 处理环的表层组织由奥氏体+马氏体组成，这表明在USRP处理过程中形变诱发了马氏体相变，并且奥氏体的衍射峰有所减弱，X射线的Bragg衍射峰发生了明显的宽化。这表明USRP处理导致了试样表层微观应变增大和晶粒尺寸发生了细化，经计算USRP 处理环表面晶粒尺寸平均为19 nm，已细化至纳米级。塑变致使晶粒细化和诱发马氏体组织的形成是造成USRP 处理环表面显微硬度提高的主要原因。

图2 原始试样和 USRP 试样的 XRD 图谱

从图3可以看出，直接渗氮环表面和经USRP预处理后的渗氮环表面均由细小的氮化物颗粒团聚而成，且表面存在着一些微孔，但后者比前者组织结构更加致密，孔隙数量较少。直接渗氮环与USRP-渗氮环的渗氮层在光学显微镜下呈白色，但前者渗氮层较为暗淡且不连续，后者的渗氮层较为明亮且完整。经测试，两者渗氮层的平均厚度均约为20 μm,直接渗氮环渗氮层含氮量为5.48%，USRP-渗氮环渗氮层含氮量为15.89%，两者相差2.9倍。

图3 不同离子渗氮环表面与横截面的 SEM 形貌

XRD衍射分析结果见图4。直接渗氮层和USRP处理后的渗氮层均由膨胀奥氏体S相、γ′相(Fe4N)、ε相(Fe2-3N )和CrN相组成，渗氮层的最表面分别是γ′相、ε相和S相，亚表层是CrN 相。直接渗氮层中以S相为主，含有少量ε和γ′相及CrN合金氮化物；USRP处理后的渗氮层中以ε相为主，γ′相明显增强，S 相有所减弱，CrN合金氮化物有所减少。

图4 不同渗氮层的XRD图谱

试验结果表明，原始环直接渗氮时，氮原子只有沿着工件中固有的晶界、亚晶界和缺陷扩散,扩散阻力大，氮化物主要在晶界和亚晶界上形成,析出相的位置少，形核率低。随着试验时间的延长,渗氮层中的氮化物容易聚集长大成为氮化物颗粒，偏聚在晶界上的粗大氮化物将会阻碍氮元素的进一步渗入。因而直接渗氮环表面形成的氮化物层结构比较疏松，孔隙数量较多，ε和γ′相含量少，防腐蚀性差[8]，其渗氮层较为暗淡且不连续，由图4可知,其渗氮层中的暗相主要是CrN相。

316L奥氏体不锈钢经表面纳米处理后，表层形成了大量的位错、层错、剪切带、亚晶界等非平衡缺陷[9],这些非平衡缺陷处于高能量状态,可为氮化物的形成提供额外的驱动力。由图2可知，USRP处理还诱发了马氏体相变，马氏体的扩散系数比奥氏体大[10],而且马氏体与氮的固溶度很小, 很容易达到饱和, 从而获得一定的氮浓度梯度, 促使氮原子向金属内部快速扩散。另外，USRP处理还使得晶粒尺寸细化为19 nm，则界面体积分数增大，氮原子沿晶界扩散的活化能远低于沿晶粒内部扩散的活化能,从而促进了氮离子向试样内部的扩散[11]。这些因素都为氮原子或氮离子在材料表面扩散提供通道，有利于材料表面氮化合物的形成。因此，在相同的渗氮试验条件下，USRP-渗氮环的渗氮量要远高于直接渗氮环。当氮原子或氮离子渗入到基体后，氮化物将优先在USRP 预处理所形成的位错、层错、剪切带等缺陷处形核,提高了氮化物形核率，氮化物晶粒不易长大，尺寸也较为细小[12]。所以，如图3、图4所示，USRP-渗氮环表面形成的氮化物层结构更加致密，孔隙数量较少，ε和γ′相明显增强，特别是ε相化学稳定性较高，这些因素也无疑提高了USRP-渗氮层的防腐蚀性，故其渗氮层较为明亮和完整。

2.2活塞环的耐磨性

由表2可知，316L不锈钢活塞环经USRP处理后再进行渗氮，相对于直接渗氮环, 显微硬度提高了约10%,摩擦因数降低了0.004，耐磨性提高了1.76倍，表明USRP-渗氮工艺有利于改善316L不锈钢活塞环在油润滑条件下的摩擦磨损行为。

表2 两种氮化环的耐磨性对比

由图5可见，直接渗氮环和USRP-渗氮环的磨损表面均较平整，存在着未磨损掉的块状氧化皮，但前者表面的颗粒状氮化物几乎全部被磨损掉，而后者表面明显存在着未被完全磨损掉的氮化物颗粒，表明USRP-渗氮环的抗磨效果更为优异，二者的磨损机制以氧化磨损为主。

如图2和图4所示，原始环的表层组织为单一的奥氏体相，而两种渗氮试样的表层组织由S、γ′、ε和CrN复相组成，这些相对基体产生的固溶强化、析出强化[13]等的协同作用，使得渗氮试样的硬度提高。而S和γ′相又均属非晶态相，特别是γ′相具有非金属特性[14], 具有良好的固体减摩作用，降低了与对磨偶件的咬合力和运动阻力，可限制微凸体的接触面积,减少焊合的机会，从而避免了黏着磨损的发生。如表2所示，由于直接渗氮环和USRP-渗氮环表面的硬度远高于对磨偶件GCr15钢球硬度(770 HV)，在正压力和切向力的作用下，对磨偶件不能有效地压入其表面材料内，也不能够对其表面形成有效地切削，仅能够在它们的表面进行滑切运动而造成一定的擦伤，导致轻微的疲劳磨损。另外，ε相具有较高的溶氧性(溶氧量约为2%)，在对磨产生的高接触温度作用下，氮原子被氧原子代替而形成氧化膜,有效地避免了对磨偶件和试样表面的直接接触[15]。在对磨过程中,渗氮表面呈现出氧化→擦伤→氧化循环现象。当摩擦磨损产生的微粒落到试样表面或混杂在润滑油中，可起到微“滚动轴承”的作用[16]，减少摩擦表面的接触面积，能持续地发挥氧化物层的抗磨作用，所以，316L不锈钢活塞环经离子渗氮处理后，不会发生黏着磨损，有轻微的疲劳磨损，磨损机制以氧化磨损为主。

图5 不同渗氮环磨损表面的 SEM 形貌

就减少磨损而言，活塞环表面必须具有良好的减磨性和储油性。如表2所示，USRP-渗氮环的表面粗糙度Ra≈100 nm，稍大于直接渗氮环，这主要是由于USRP处理形成了微凹坑，斜沟划痕在离子渗氮后会继承下来，渗氮层会显得凸凹不平所致。较为粗糙的表面有利于储油能力的提高和润滑油膜的形成，反而具有较好的减摩作用。但USRP-渗氮环表面的粗糙度数值远小于摩擦副表面粗糙度0.32～1.25 μm的数值范围[17]。另外，如表2所示，USRP-渗氮环的表面硬度高于直接渗氮环，在相同试验载荷的作用下，直接渗氮环产生的塑性变形量要高于USRP-渗氮环，对磨过程中的运动阻力相对较大，其摩擦因数也相对较大。

Rad H F[18]认为磨损率最低的样品有最高的硬度和最多的ε相。由图4可知，直接渗氮环层中以S 相为主，ε相成分较少，晶粒尺寸也比较粗大。而USRP-渗氮环层中以ε相为主，不但ε相数量多，且尺寸也比较细小。尺寸细小时，则晶界多，强化效果明显，强度、硬度较高。另外，由于支撑直接渗氮环层的是软基体原始环，硬度仅为190 HV，承载能力低，在一定的试验载荷作用下，渗氮层发生塑性变形而出现“压溃”、“开裂”的可能性要比USRP-渗氮环大，渗氮层一旦破坏，则摩擦副匹配性变差，导致磨损加剧[19]。而支撑USRP-渗氮环层的是硬基体USRP环，硬度高达340 HV，能为渗氮层提供良好的支撑，可持续地发挥USRP-渗氮层的减摩抗磨作用，所以USRP-渗氮环磨损率低于直接渗氮环。

3 匹配性台架试验

活塞环工作时是和气缸套配合使用的,其中某一方的磨损量过大时,密封性能都会下降，从而降低车用发动机的工作性能。为了进一步验证活塞环的匹配性,将USRP-渗氮环、镀铬环、陶瓷复合镀铬环作为顶环与同一硼铸铁氮化气缸套分别配副，进行可靠性试验。6 h后各环与硼铸铁氮化气缸套配副时的磨损面的SEM形貌见图6，摩擦因数和磨损失重测试结果见表3。

图6 不同活塞环与同一气缸套配副磨损表面SEM 形貌

活塞环类型表面硬度/HV摩擦因数磨损失重/mg镀铬环9250．1026．3陶瓷复合镀铬环9200．1005．2USRP⁃渗氮环10400．0533．7

从图6a可见，镀铬环面磨损后，表面有明显的块条状剥落凹坑，沿磨损运动方向出现微犁削痕迹。其磨损机制显然以磨粒磨损和疲劳磨损为主。这主要是因为镀铬层脆性较大，易碎裂脱落，脱落的硬质颗粒加剧气缸的磨损所致[20]；从图6 b可见，陶瓷复合镀铬环表面磨损后，沿磨损运动方向出现少量的切削犁沟,复合镀层沿滑动方向出现了塑性流动纹路，摩擦表面明显可以看到较均匀分布的陶瓷颗粒，其磨损机制显然以磨粒磨损为主。这首先是由于陶瓷材料熔点与缸套材料的熔点相差很大, 不会发生固相焊接现象；其次由于陶瓷薄膜厚度过薄(3～5 μm)，导致其承载能力较差[21]。而USRP-渗氮环表面磨损后，其磨损表面形貌基本与图5b相同，其磨损机制仍以氧化磨损为主。

从表3可知， USRP-渗氮环相对于镀铬环和陶瓷复合镀铬环，摩擦因数分别降低了0.049和0.047，磨损失重分别减少了2.6 mg和1.5 mg。硼铸铁氮化气缸套分别与3种不同活塞环配副时，其磨损量均几乎为零。因此，USRP-渗氮环与气缸套的匹配性明显优于采用其他措施表面处理的活塞环。

一般来说，配磨材料的硬度差为零时磨损最小。但由于活塞环断面和整体面积都很小，工作时散热面积小，活塞环受热后硬度和弹性会有所降低，耐磨性也会随之降低。而缸套外有冷却液散热配置，散热面积也较大，散热性能好，工作时硬度变化小，因此，提高活塞环工作面的硬度并使其硬度高于气缸套时，才能够有利于改善或提高活塞环的摩擦学性能，使其工作寿命基本同步。但活塞环工作面的硬度不宜过高，过高时会对气缸套工作面的犁削和碾压作用增强，磨损量增大，摩擦副的匹配性变差，发动机的工作性能下降。这也就是说活塞环与气缸套工作面存在着一个合理的硬度差问题,这有待于今后进一步研究探讨。

4 结论

a) 316L不锈钢活塞环表面经超声滚压加工纳米化后，表层组织结构由单一的奥氏体组织转变为奥氏体+马氏体，晶粒尺寸由36 μm细化为19 nm，表面显微硬度由190 HV提高到340 HV；

b) 在相同的离子渗氮工艺条件下，USRP-渗氮环和直接渗氮环渗氮层均由S、γ′、ε相和CrN组成，平均厚度均约为20 μm；USRP-渗氮环渗氮层含氮量为15.89%，是直接渗氮环渗氮层含氮量5.48%的2.9倍；表面硬度1 140 HV是直接渗氮环950 HV的1.1倍；

c) 在相同的摩擦磨损试验条件下，两种渗氮环试样磨损机制均以氧化磨损为主；USRP-渗氮环的摩擦因数和磨损失重质量仅为0.057，4.6 mg,比直接渗氮环摩擦因数降低了0.004，耐磨性提高了1.8倍；

d) 在与同一硼铸铁氮化气缸套台架试验结果表明，USRP-渗氮环相对于镀铬环和陶瓷复合镀铬环，摩擦因数分别降低了0.049和0.047，磨损失重分别减少了2.6 mg和1.5 mg，因此，超声滚压-渗氮环与硼铸铁氮化气缸套的匹配性最好。

[1] 匡建新，汪新衡， 欧阳远翔，等.改善内燃机活塞环减摩耐磨性能的研究[J].热加工工艺,2010,39(4):243-245，259.

[2] 陈爱荣,王桂林,王守忠.内燃机活塞环调质稀土离子渗氮处理的摩擦磨损性能[J].内 燃 机 学 报，2011，29(2)：187-191.

[3] 李辉，孙日超，魏琪，等.活塞环耐磨涂层及其摩擦磨损机理研究进展[J].中国机械工程, 2013,24(10):1408-1412.

[4] 徐佳子,李承娣,朱峰,等.陶瓷颗粒含量对Cr-Al2O3复合镀活塞环摩擦磨损性能的影响[J].中国表面工程,2016,29(1):80-86.

[5] 孙韶，刘强宪，夏禹，等.活塞环表面镀铬与激光微织构的复合工艺研究[J].广西大学学报(自然科学版),2016,41(5)：1413-1422.

[6] 王婷,王东坡,刘刚,等.40Cr 超声表面滚压加工纳米化[J].机械工程学报，2009，45(5)：177-183.

[7] 梁军，卢艳君.离子渗氮技术的研究和工艺[J].机械设计与制造，2001(1)：73-74.

[8] 马飞， 潘邻， 张良界，等.316L奥氏体不锈钢低温气体渗碳层组织与强化性能[J].材料热处理学报，2015，36(6)：216-221.

[9] 宋仁伯, 项建英,侯东坡.316L不锈钢冷变形加工硬化机制及组织特征[J].北京科技大学学报,2013,35(1):55-60.

[10] 许久凌，黄海威，赵明纯，等.316L不锈钢在表面机械滚压处理时的形变诱导马氏体相变和组织细化过程[J].材料研究学报,2016(1):15-22.

[11] 葛利玲，卢正欣，井晓天，等.0CR18Ni9不锈钢表面纳米化组织及其热稳定性对低温渗氮行为的影响[J].金属学报,2009，45(5)：566-572.

[12] 高翔，邵丹，谢鲲，等.预处理组织对20CrMnMo钢气体渗氮耐磨性的影响[J].材料热处理学报，2016，37(7)：208-213.

[13] 高翔，邵丹，谢鲲，等.预处理组织对20CrMnMo钢气体渗氮耐磨性的影响[J].材料热处理学报，2016，37(7)：208-213.

[14] Corengia P,Walther F,Ybarra G,et al. Friction and roll-ing-sliding wear of DC-pulsed plasma nitrided AISI 410 ma-tensitic stainless steel [J].Wear, 2006, 260(4/5)：479-485.

[15] 林乃明，谢瑞珍，郭俊文，等.表面织构-离子氮化复合处理改善316不锈钢的摩擦学性能[J].中国表面工程，2016，29(2)：58-68.

[16] 刘沅东,王成彪,车延岗,等.离子轰击热处理技术对轴承钢摩擦学性能的影响机[J].机械工程学报，2011，47(5)：126-133.

[17] 王凤平.机械制造工艺学[M].北京：机械工业出版社, 2012：316-317.

[18] Rad H F,Amadeh A,Moradi H.Wear assessment of plasma nitrided AISI H11 steel[J].Materials andDesign, 2011,32(5):2635-2643.

[19] 马国政，徐滨士，王海斗，等.表面纳米化预处理对1Cr18Ni9Ti 不锈钢渗硫层摩擦学性能的影响[J].机 械工程学报,2011,47(11):75-81.

[20] 鹿云.柴油机活塞环缸套摩擦学特性研究[J].汽车技术，2008(12)：48-51.

[21] 王师,阎殿然,李莎,等.活塞环表面处理技术的研究现状及发展趋势[J].材料保护,2009,42(7):50-52.

ExperimentalStudyonImprovingTribologicalPropertiesofPistonRingforVehicleEngine

ZHU Kai,WANG Shouzhong，XIANG Wenhua

(Shangqiu Polytechnic，Shangqiu 476000,China)

Two kinds of test specimens were prepared by direction nitriding and ultrasonic rolling following with ion nitriding respectively. The surface characteristics were expressed by using electron microscope, sclerometer, X-ray diffractometer and energy dispersive spectrometer and the effect of ultrasonic rolling pretreatment on ion nitriding behavior of 316L stainless steel piston ring was further analyzed. Then the tribological properties of direct nitriding rings and ultrasonic rolling/nitriding rings were compared and investigated with friction-abrasion testing machine. The results show that the nitrogen content of nitriding layer for the ultrasonic rolling/nitriding ring is 2.9 times as that of direct nitridation ring. The microhardness increases by 1.1 times, the friction factor decreases by 0.04 and the wear resistance increases by 2.8 times. The further engine bench test shows that the ultrasonic rolling/nitriding ring has the best matching performance with the boron cast iron nitriding cylinder liner.

piston ring;ultrasonic rolling;ion nitriding;tribology

2016-12-26;

2017-05-22

朱凯(1971—)，男，教授，主要从事汽车零部件与热处理方面的研究;gjzscqf@126.com。

10.3969/j.issn.1001-2222.2017.05.005

TH117.1

B

1001-2222(2017)05-0021-06

[编辑: 李建新]