Cu–(Fe–C)合金中Fe–C相的固态转变对其摩擦磨损行为及机理的影响

工程科学学报 Chinese Journal of Engineering Cu(FeC)合金中FeC相的固态转变对其摩擦磨损行为及机理的影响 任浩岩解国良刘新华 Effect of the solid-state transition of Fe-C phase on the friction and wear behavior and mechanism of Cu-(Fe-C)alloys REN Hao-yan,XIE Guo-liang,LIU Xin-hua 引用本文： 任浩岩，解国良，刘新华.Cu(FC)合金中FeC相的固态转变对其摩擦磨损行为及机理的影响.工程科学学报，2020,42(9： 1190-1199.doi:10.13374.issn2095-9389.2019.09.18.006 REN Hao-yan,XIE Guo-liang,LIU Xin-hua.Effect of the solid-state transition of FeC phase on the friction and wear behavior and mechanism of Cu(FeC)alloys[J].Chinese Journal of Engineering,2020,42(9):1190-1199.doi:10.13374/j.issn2095- 9389.2019.09.18.006 在线阅读View online:https::/doi.org10.13374.issn2095-9389.2019.09.18.006 您可能感兴趣的其他文章 Articles you may be interested in 铁粉表面硫化处理制备高密度Fe-Cu-C合金 Sulfurizing treatments on the surface of iron powder for preparing high density Fe-Cu-C alloys 工程科学学报.2017,392：232htps:/ldoi.org10.13374.issn2095-9389.2017.02.010 MA-SPS制备超细晶Ti-8Mo-3Fe合金的摩擦磨损性能 Friction and wear properties of ultrafine grain Ti-8Mo-3Fe alloys fabricated by MA-SPS 工程科学学报.2017,393：426 https:/1doi.org10.13374.issn2095-9389.2017.03.015 FeMnAlC系中锰钢的研究现状与发展前景 Research progress and prospect of FeMnAlC medium Mn steels 工程科学学报.2020.42(7)：814 https::/1doi.org10.13374j.issn2095-9389.2019.08.27.002 FeMn(AI)C高强韧性钢氢脆微观机制的研究进展 Research progress toward hydrogen embrittlement microstructure mechanism in FeMn(Al)C high-strength-and-toughness steel 工程科学学报.2020,42(8：949 https:/doi.org/10.13374.issn2095-9389.2019.11.05.005 Mn元素对过流冷却过共晶Al-22Si-2Fe-xMn合金显微组织及耐磨性的影响 Effect of Mn element on the microstructure and wear resistance of hypereutectic Al-22Si-2Fe-xMn alloys produced by inclined cooling 工程科学学报.2017,392：222 https:doi.org10.13374.issn2095-9389.2017.02.009 两种热作模具钢的高温摩擦磨损性能 High temperature friction and wear properties of two hot work die steels 工程科学学报.2019,41(7)：906htps:1doi.org10.13374.issn2095-9389.2019.07.009

Cu(FeC)合金中FeC相的固态转变对其摩擦磨损行为及机理的影响 任浩岩 解国良 刘新华 Effect of the solid-state transition of Fe–C phase on the friction and wear behavior and mechanism of Cu–(Fe–C) alloys REN Hao-yan, XIE Guo-liang, LIU Xin-hua 引用本文: 任浩岩, 解国良, 刘新华. Cu(FeC)合金中FeC相的固态转变对其摩擦磨损行为及机理的影响[J]. 工程科学学报, 2020, 42(9): 1190-1199. doi: 10.13374/j.issn2095-9389.2019.09.18.006 REN Hao-yan, XIE Guo-liang, LIU Xin-hua. Effect of the solid-state transition of FeC phase on the friction and wear behavior and mechanism of Cu(FeC) alloys[J]. Chinese Journal of Engineering, 2020, 42(9): 1190-1199. doi: 10.13374/j.issn2095- 9389.2019.09.18.006 在线阅读 View online: https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.09.18.006 您可能感兴趣的其他文章 Articles you may be interested in 铁粉表面硫化处理制备高密度Fe-Cu-C合金 Sulfurizing treatments on the surface of iron powder for preparing high density Fe-Cu-C alloys 工程科学学报. 2017, 39(2): 232 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2017.02.010 MA-SPS制备超细晶Ti-8Mo-3Fe合金的摩擦磨损性能 Friction and wear properties of ultrafine grain Ti-8Mo-3Fe alloys fabricated by MA-SPS 工程科学学报. 2017, 39(3): 426 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2017.03.015 FeMnAlC系中锰钢的研究现状与发展前景 Research progress and prospect of FeMnAlC medium Mn steels 工程科学学报. 2020, 42(7): 814 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.08.27.002 FeMn(Al)C高强韧性钢氢脆微观机制的研究进展 Research progress toward hydrogen embrittlement microstructure mechanism in FeMn(Al)C high-strength-and-toughness steel 工程科学学报. 2020, 42(8): 949 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.11.05.005 Mn元素对过流冷却过共晶Al-22Si-2Fe-xMn合金显微组织及耐磨性的影响 Effect of Mn element on the microstructure and wear resistance of hypereutectic Al-22Si-2Fe-xMn alloys produced by inclined cooling 工程科学学报. 2017, 39(2): 222 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2017.02.009 两种热作模具钢的高温摩擦磨损性能 High temperature friction and wear properties of two hot work die steels 工程科学学报. 2019, 41(7): 906 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.07.009

工程科学学报.第42卷.第9期：1190-1199.2020年9月 Chinese Journal of Engineering,Vol.42,No.9:1190-1199,September 2020 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.09.18.006;http://cje.ustb.edu.cn Cu-(Fe-C)合金中Fe-C相的固态转变对其摩擦磨损行 为及机理的影响 任浩岩，2)，解国良)，刘新华，2)区 1)北京科技大学新材料技术研究院，北京1000832)北京科技大学材料先进制备技术教育部重点实验室，北京1000833)北京科技大学 新金属材料国家重点实验室.北京100083 ☒通信作者，E-mail:liuxinhua@ustb.edu.cn 摘要采用光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、纳米力学探针、力学性能测试以及室温摩擦磨损实验研究了 Cu-(Fe-C)合金的铸态组织、形变态组织、Fe-C相形貌、力学性能和摩擦磨损行为.结果表明.Cu-(Fe-C)合金中弥散分布 着微米级和纳米级的Fε-C相.其中微米级的F-C相在淬火和回火过程中发生了固态转变，这种固态转变与钢中的马氏体 转变和回火转变类似.合金先在850℃淬火，然后在200、400和650℃回火，F-C相由针状马氏体逐渐向颗粒状回火索氏 体转变，Fe-C相纳米硬度分别为9.4、8、4.2和3.8GPa,实现了对强化相硬度的控制.室温摩擦磨损实验结果表明，随着回火 温度升高，合金的磨损机制逐渐由犁削向黏着磨损和大塑性变形转变，导致合金的耐磨损性能降低.这一结论可以为通过 F©-C相的固态转变的方法调控Cu-(Fc-C)合金的摩擦磨损性能提供参考作用. 关键词C-(FeC)合金；马氏体相变：回火转变：犁削：黏着磨损：大塑性变形 分类号TG146.11 Effect of the solid-state transition of Fe-C phase on the friction and wear behavior and mechanism of Cu-(Fe-C)alloys REN Hao-yan2,XIE Guo-liang,LIU Xin-hua2 1)Institute for Advanced Materials and Technology,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Key Laboratory for Advanced Materials Processing (MOE),University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 3)State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083.China Corresponding author,E-mail:liuxinhua@ustb.edu.cn ABSTRACT The effect of solid-state phase transformation during heat treatment on the friction and wear properties of Cu-3Fe-0.18C alloy prepared by vacuum melting was studied.The as-cast structure,deformed structure,Fe-C phase morphology,mechanical properties,and the friction and wear behavior of Cu-Fe-C alloy were studied by optical microscopy (OM),scanning electron microscopy(SEM),nano-mechanical probe analysis,mechanical properties test,and friction and wear experiments,respectively,at room temperature.The results show that micro-and nano-sized Fe-Cphases are dispersed in the Cu-(Fe-C)alloy,and the micron-sized Fe-C phase undergoes solid-state transformation during quenching and tempering,which is similar to the martensite transformation and tempering transformation in steel.After quenched at 850 C and tempering at 200,400 and 650 C,the Fe-C phase gradually transforms from acicular martensite to granular tempered sorbite.The corresponding nano-hardness of the Fe-C phase is 9.4,8,4.2 and 3.8 GPa, respectively,and the hardness of the strengthening phase is controlled.Through an analysis of tensile fracture,a large number of 收稿日期：2019-09-18 基金项目：十三五国家重点研发计划项目资助课题(2016YFB0301404)

Cu–(Fe–C) 合金中 Fe–C 相的固态转变对其摩擦磨损行 为及机理的影响 任浩岩1,2)，解国良3)，刘新华1,2) 苣 1) 北京科技大学新材料技术研究院，北京 100083    2) 北京科技大学材料先进制备技术教育部重点实验室，北京 100083    3) 北京科技大学 新金属材料国家重点实验室，北京 100083 苣通信作者，E-mail：liuxinhua@ustb.edu.cn 摘    要    采用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、纳米力学探针、力学性能测试以及室温摩擦磨损实验研究了 Cu–(Fe–C) 合金的铸态组织、形变态组织、Fe–C 相形貌、力学性能和摩擦磨损行为. 结果表明，Cu–(Fe–C) 合金中弥散分布 着微米级和纳米级的 Fe–C 相，其中微米级的 Fe–C 相在淬火和回火过程中发生了固态转变，这种固态转变与钢中的马氏体 转变和回火转变类似. 合金先在 850 ℃ 淬火，然后在 200、400 和 650 ℃ 回火，Fe–C 相由针状马氏体逐渐向颗粒状回火索氏 体转变，Fe–C 相纳米硬度分别为 9.4、8、4.2 和 3.8 GPa，实现了对强化相硬度的控制. 室温摩擦磨损实验结果表明，随着回火 温度升高，合金的磨损机制逐渐由犁削向黏着磨损和大塑性变形转变，导致合金的耐磨损性能降低. 这一结论可以为通过 Fe–C 相的固态转变的方法调控 Cu–(Fe–C) 合金的摩擦磨损性能提供参考作用. 关键词    Cu–(Fe–C) 合金；马氏体相变；回火转变；犁削；黏着磨损；大塑性变形 分类号    TG146.11 Effect of the solid-state transition of Fe–C phase on the friction and wear behavior and mechanism of Cu–(Fe–C) alloys REN Hao-yan1,2) ，XIE Guo-liang3) ，LIU Xin-hua1,2) 苣 1) Institute for Advanced Materials and Technology, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 2) Key Laboratory for Advanced Materials Processing (MOE), University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 3) State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 苣 Corresponding author, E-mail: liuxinhua@ustb.edu.cn ABSTRACT    The effect of solid-state phase transformation during heat treatment on the friction and wear properties of Cu–3Fe–0.18C alloy  prepared  by  vacuum  melting  was  studied.  The  as-cast  structure,  deformed  structure,  Fe –C  phase  morphology,  mechanical properties,  and  the  friction  and  wear  behavior  of  Cu –Fe –C  alloy  were  studied  by  optical  microscopy  (OM),  scanning  electron microscopy (SEM), nano-mechanical probe analysis, mechanical properties test, and friction and wear experiments, respectively, at room temperature. The results show that micro- and nano-sized Fe–C phases are dispersed in the Cu–(Fe–C) alloy, and the micron-sized Fe–C phase  undergoes  solid-state  transformation  during  quenching  and  tempering,  which  is  similar  to  the  martensite  transformation  and tempering transformation in steel. After quenched at 850 ℃ and tempering at 200, 400 and 650 ℃, the Fe–C phase gradually transforms from acicular martensite to granular tempered sorbite. The corresponding nano-hardness of the Fe–C phase is 9.4, 8, 4.2 and 3.8 GPa, respectively,  and  the  hardness  of  the  strengthening  phase  is  controlled.  Through  an  analysis  of  tensile  fracture,  a  large  number  of 收稿日期: 2019−09−18 基金项目: 十三五国家重点研发计划项目资助课题（2016YFB0301404） 工程科学学报，第 42 卷，第 9 期：1190−1199，2020 年 9 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 42, No. 9: 1190−1199, September 2020 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.09.18.006; http://cje.ustb.edu.cn

任浩岩等：Cu-(Fe-C)合金中Fe-C相的固态转变对其摩擦磨损行为及机理的影响 ·1191 dissociation surfaces appear on the fracture surface of the quenched alloy.The crack source is located at the interface between the Fe-C phase and the matrix.With an increase in the tempering temperature,the dissociation surface of the fracture surface of the tempered alloy gradually decreases until it disappears,and the crack source gradually transfers to the matrix.The evolution of fracture surface indicates that the bonding between Fe-C phase and matrix in the quenched alloys is poor.With the increase of the tempering temperature,the bonding interface between the Fe-C phase and the matrix is improved.The experimental results of friction and wear at room temperature show that with the increase of tempering temperature,the wear mechanism of the alloy gradually changes from ploughing to adhesion wear and severe plastic deformation,which results in a decrease in the alloy wear resistance.This paper can provide a reference for controlling the friction and wear properties of Cu-(Fe-C)alloys by the solid-state transformation of the Fe-C phase martensitic decomposition. KEY WORDS Cu-(Fe-C)alloy;martensitic transformation;tempering transformation;plough;adhesive wear;severe plastic deformation Cu合金具有良好的自润滑、导热和耐腐蚀性 850℃下固溶4h,然后进行热轧，轧至10mm后 能，在摩擦磨损领域受到广泛关注-刃，主要应用于 冷轧轧至6mm,以细化晶粒.在冷轧板上取4个样 铜基刹车片材料及电接触材料-o其中，Cu-Fe 品进行热处理，具体热处理工艺为：淬火(850℃ 合金由于弥散强化，可显著提高材料力学性能，并 保温1h水淬)，淬火+低温回火(850℃保温1h水 且成本低廉而受到青睐.Cu合金的磨损主要是由 淬+200℃保温1h空冷)，淬火+中温回火(850℃ 于摩擦表面产生高温，表面的微峰产生冷焊的焊 保温1h水淬+400℃保温1h空冷)，淬火+高温回 点，造成表面的大塑性变形和黏着磨损.加入一定 火(850℃保温1h水淬+650℃保温1h空冷).对 量的Fe元素可以提高材料抵抗塑性变形的能力， 热处理后的样品进行摩擦磨损实验 减少磨损，但Fe对Cu合金的耐磨性提升有限图 1.2实验方法 目前在Cu-Fe系合金耐磨性研究中，有研究 光学显微镜(OM)在Nikon ECLIPSELV1:5O型 者通过引入硬质的第二相颗粒（如SiO2、SiC)来提 金相显微镜上进行.F-C相形貌观察采用成分为 高合金的耐磨性，但这种材料的制备方法多局限 “1mL浓硝酸+99mL酒精+100mL去离子水”的 于粉末冶金-)，成本较高.为此有研究者尝试了 试剂对试样进行腐蚀处理，组织观察采用成分为 通过熔铸的方法在Cu-Fe合金中加入C元素， “5 g FeCI3+20mL浓盐酸+120mL去离子水”的试 Fe元素可与C元素结合生成硬度较大的Fe-C 剂对试样进行腐蚀处理.摩擦磨损实验在多功能 相，这种方法不仅引入了硬质的第二相还可以降 摩擦磨损试验机PLINT.-TE92上进行，载荷为50 低成本，是一个重要的发展方向.但目前对 N,速度为500rmin.对不同状态的合金和纯铜 Cu-Fe-C合金的研究主要集中在冷变形过程中组 分别对磨30s,1min,2min,5min,采用失重法测 织性能的演变方面，而对于Cu-Fe-C合金在热 磨损率，利用带有能谱仪(EDS)的ZeissAuriga 处理过程中F-C相相变的研究还很少，然而热处 聚焦离子束场发射电子扫描显微镜(SEM)观察 理过程会对Cu-Fe-C合金中Fe-C相产生显著影 Fe-C相形貌、摩擦表面形貌以及摩擦试样纵截 响，是Cu-Fe-C合金制备过程中的关键环节，因 面.利用三维白光干涉表面形貌仪观察摩擦表面 此本文对热处理过程中Cu-Fe-C合金中的Fe-C 形貌.在HXD-1000T显微硬度计上对试样进行 相相变进行了系统的研究，进而实现了对材料耐 硬度测试.采用DSC法测淬火态合金在室温加热 磨性能的调控，这一研究对材料的摩擦磨损性能 至650℃过程中的相变点.采用Nano Indenter 设计和调控具有重要的参考价值 Ⅱ纳米力学探针检测析出相硬度；采用MTS万能 实验机测试材料的力学性能，拉伸试样加工及拉 1实验 伸实验依据GB/T228一2002《金属材料室温拉伸 1.1实验材料 实验》 采用真空熔炼技术制备了Cu-3Fe-0.18C合 2实验结果 金.实验原材料为：纯度为99.97%的电解铜， Fe-6C中间合金.为了研究热处理温度对C-(FeC) 2.1显微组织 合金组织性能的影响，取o80mm×30mm圆片在 C元素在Cu基体里几乎没有固溶度，在Fe里

dissociation surfaces appear on the fracture surface of the quenched alloy. The crack source is located at the interface between the Fe–C phase and the matrix. With an increase in the tempering temperature, the dissociation surface of the fracture surface of the tempered alloy gradually decreases until it disappears, and the crack source gradually transfers to the matrix. The evolution of fracture surface indicates that the bonding between Fe–C phase and matrix in the quenched alloys is poor. With the increase of the tempering temperature, the bonding interface between the Fe–C phase and the matrix is improved. The experimental results of friction and wear at room temperature show that with the increase of tempering temperature, the wear mechanism of the alloy gradually changes from ploughing to adhesion wear and severe plastic deformation, which results in a decrease in the alloy wear resistance. This paper can provide a reference for controlling  the  friction  and  wear  properties  of  Cu –(Fe –C)  alloys  by  the  solid-state  transformation  of  the  Fe-C  phase  martensitic decomposition. KEY  WORDS    Cu –(Fe –C)  alloy； martensitic  transformation； tempering  transformation； plough； adhesive  wear； severe  plastic deformation Cu 合金具有良好的自润滑、导热和耐腐蚀性 能，在摩擦磨损领域受到广泛关注[1−3] ，主要应用于 铜基刹车片材料及电接触材料[4−10] . 其中，Cu–Fe 合金由于弥散强化，可显著提高材料力学性能，并 且成本低廉而受到青睐. Cu 合金的磨损主要是由 于摩擦表面产生高温，表面的微峰产生冷焊的焊 点，造成表面的大塑性变形和黏着磨损. 加入一定 量的 Fe 元素可以提高材料抵抗塑性变形的能力， 减少磨损，但 Fe 对 Cu 合金的耐磨性提升有限[8] . 目前在 Cu–Fe 系合金耐磨性研究中，有研究 者通过引入硬质的第二相颗粒（如 SiO2、SiC）来提 高合金的耐磨性，但这种材料的制备方法多局限 于粉末冶金[11−13] ，成本较高. 为此有研究者尝试了 通过熔铸的方法在 Cu –Fe 合金中加入 C 元素 ， Fe 元素可与 C 元素结合生成硬度较大的 Fe –C 相，这种方法不仅引入了硬质的第二相还可以降 低 成 本 ， 是 一 个 重 要 的 发 展 方 向 . 但 目 前 对 Cu–Fe–C 合金的研究主要集中在冷变形过程中组 织性能的演变方面[12] ，而对于 Cu–Fe–C 合金在热 处理过程中 Fe–C 相相变的研究还很少，然而热处 理过程会对 Cu–Fe–C 合金中 Fe–C 相产生显著影 响 ，是 Cu–Fe–C 合金制备过程中的关键环节，因 此本文对热处理过程中 Cu–Fe–C 合金中的 Fe–C 相相变进行了系统的研究，进而实现了对材料耐 磨性能的调控，这一研究对材料的摩擦磨损性能 设计和调控具有重要的参考价值. 1    实验 1.1    实验材料 采用真空熔炼技术制备了 Cu–3Fe–0.18C 合 金 . 实验原材料为 ：纯度 为 99.97% 的电解铜 ， Fe–6C 中间合金. 为了研究热处理温度对 Cu–(Fe–C) 合金组织性能的影响，取 ϕ80 mm×30 mm 圆片在 850 ℃ 下固溶 4 h，然后进行热轧，轧至 10 mm 后 冷轧轧至 6 mm，以细化晶粒. 在冷轧板上取 4 个样 品进行热处理，具体热处理工艺为：淬火（850 ℃ 保温 1 h 水淬），淬火+低温回火（850 ℃ 保温 1 h 水 淬+200 ℃ 保温 1 h 空冷），淬火+中温回火（850 ℃ 保温 1 h 水淬+400 ℃ 保温 1 h 空冷），淬火+高温回 火（850 ℃ 保温 1 h 水淬+650 ℃ 保温 1 h 空冷）. 对 热处理后的样品进行摩擦磨损实验. 1.2    实验方法 光学显微镜（OM）在 Nikon ECLIPSELV15O 型 金相显微镜上进行. Fe–C 相形貌观察采用成分为 “1 mL 浓硝酸+99 mL 酒精+100 mL 去离子水”的 试剂对试样进行腐蚀处理，组织观察采用成分为 “5 g FeCl3+20 mL 浓盐酸+120 mL 去离子水”的试 剂对试样进行腐蚀处理. 摩擦磨损实验在多功能 摩擦磨损试验机 PLINT–TE92 上进行，载荷为 50 N，速度为 500 r·min−1 . 对不同状态的合金和纯铜 分别对磨 30 s，1 min，2 min，5 min，采用失重法测 磨损率 . 利用带有能谱仪 （ EDS） 的 ZeissAuriga 聚焦离子束场发射电子扫描显微镜（SEM）观察 Fe–C 相形貌、摩擦表面形貌以及摩擦试样纵截 面. 利用三维白光干涉表面形貌仪观察摩擦表面 形貌. 在 HXD–1000T 显微硬度计上对试样进行 硬度测试. 采用 DSC 法测淬火态合金在室温加热 至 650 ℃ 过程中的相变点 . 采 用 Nano  Indenter II 纳米力学探针检测析出相硬度；采用 MTS 万能 实验机测试材料的力学性能，拉伸试样加工及拉 伸实验依据 GB/T 228—2002《金属材料室温拉伸 实验》. 2    实验结果 2.1    显微组织 C 元素在 Cu 基体里几乎没有固溶度，在 Fe 里 任浩岩等： Cu–(Fe–C) 合金中 Fe–C 相的固态转变对其摩擦磨损行为及机理的影响 · 1191 ·

1192 工程科学学报，第42卷，第9期 有较大的固溶度，因此C元素主要存在Fe相中 表1图1(d)中1,2,3点的EDS结果 Cu-(Fe-C)合金铸态组织照片如图I(a)、(b)、 Table 1 EDS results of Points 1,2,3 in Fig.1(d) (d)所示，在Cu基体上弥散分布着微米级和纳米 Point Element Atomic fraction/% Mass fraction/% 级的Fe-C相，由于Fe-C相熔点较高，所以在 73.67 36.13 Cu基体凝固前金属液中就存在Fe-C相颗粒，当 2 14.43 32.90 温度降至金属液熔点以下，基体凝固，这些颗粒在 Cu 11.84 30.72 基体中形成了微米级的Fe-C相.随着温度的进一 17.59 4.17 步降低，Fe元素在Cu基体中的溶解度降低，Fe原 2 名 53.56 59.31 子从基体中析出形成纳米级析出相.为了更清楚 Cu 28.86 36.52 地分析Fe-C相结构，对铸态合金进行了EDS能 10.59 2.45 谱分析（如图1(d)及表1所示）.Fe-C相有一个黑 Fe 80.65 86.82 色圆形核心，直径约2m,通过能谱分析为石墨， Cu 8.76 10.73 在石墨核心周围是片层状结构，直径约6~10m, 通过能谱分析该区域由Fe-C-Cu构成，由于基体 的α相和弥散ε-碳化物组成的回火马氏体，在显微 是铜，能谱中Cu的信号来源于基体，点2处Fe、 镜下呈黑色针状.马氏体在400℃回火时淬火马 C原子比接近3：1.所以该区域中含有类似于渗 氏体完全分解同时发生碳化物的转变，ε碳化物转 碳体（即Fe,C)的合金相，推断该区域可能为珠光 变为0-碳化物（即渗碳体FeC),a相仍然保持针状 体.经过热轧和冷轧后的组织如图I(©)所示，采用 外形，0-碳化物为细粒状分布于α相附近，这种由 截线法统计了铸态组织和冷轧后的晶粒度，铸态 针状α相和细粒状渗碳体组成的机械混合物叫做 组织平均晶粒尺寸为92m,冷轧后组织平均晶粒 回火屈氏体.马氏体在650℃回火时发生渗碳体 尺寸为44m,基本达到了细化晶粒的目的 的聚集长大和α相的回复、再结晶，由等轴的铁素 对合金进行淬火和不同温度的回火处理，其 体颗粒和颗粒状渗碳体组成的机械混合物叫做回 显微组织如图2所示.合金中的Fe-C相经淬火处 火索氏体.图2(b)、(c)、(d)中析出相的形貌特征 理后产生了相变（图2(a)),其内部产生大量取向 与高碳钢中的马氏体回火转变的特征基本一致，为 随机的针状结构，这种相变与高碳钢中的马氏体 了确定合金中的Fe-C相是否发生了相变，对淬火 相变很类似.对淬火态合金分别进行200、400和 态合金进行了DSC分析，测试结果如图3所示.结 650℃回火1h处理，回火后的组织如图2(b)、 果显示，淬火态合金在81.69、232.89和490.23℃ (c)、(d)所示.由文献[14纠可知，高碳钢中的马氏 有明显的吸热和放热峰，而高碳钢的回火转变温 体在200℃回火时发生马氏体分解，形成由低碳 度为80~170℃，250~300℃和450~600℃，因 (b) 200μm 20m (d) 50 um 2 um 图1C-Fe-C合金的铸态组织.(a)低倍光学显微镜照片：(b)高倍光学显微镜照片：(c)品粒细化后的组织：(d)SEM图像 Fig.I As-cast structure of Cu-Fe-C alloy:(a)low power optical microscope photos;(b)high power optical microscope photos;(c)grain refined structure;(d)SEM image

有较大的固溶度，因此 C 元素主要存在 Fe 相中. Cu –(Fe –C) 合金铸态组织照片如图 1（ a） 、 （ b） 、 （d）所示，在 Cu 基体上弥散分布着微米级和纳米 级 的 Fe – C 相 ，由 于 Fe – C 相熔点较高 ，所以 在 Cu 基体凝固前金属液中就存在 Fe–C 相颗粒，当 温度降至金属液熔点以下，基体凝固，这些颗粒在 基体中形成了微米级的 Fe–C 相. 随着温度的进一 步降低，Fe 元素在 Cu 基体中的溶解度降低，Fe 原 子从基体中析出形成纳米级析出相. 为了更清楚 地分析 Fe–C 相结构，对铸态合金进行了 EDS 能 谱分析（如图 1（d）及表 1 所示）. Fe–C 相有一个黑 色圆形核心，直径约 2 μm，通过能谱分析为石墨， 在石墨核心周围是片层状结构，直径约 6～10 μm， 通过能谱分析该区域由 Fe–C–Cu 构成，由于基体 是铜，能谱中 Cu 的信号来源于基体，点 2 处 Fe、 C 原子比接近 3∶1，所以该区域中含有类似于渗 碳体（即 Fe3C）的合金相，推断该区域可能为珠光 体. 经过热轧和冷轧后的组织如图 1（c）所示，采用 截线法统计了铸态组织和冷轧后的晶粒度，铸态 组织平均晶粒尺寸为 92 μm，冷轧后组织平均晶粒 尺寸为 44 μm，基本达到了细化晶粒的目的. 对合金进行淬火和不同温度的回火处理，其 显微组织如图 2 所示. 合金中的 Fe–C 相经淬火处 理后产生了相变（图 2（a）），其内部产生大量取向 随机的针状结构，这种相变与高碳钢中的马氏体 相变很类似. 对淬火态合金分别进行 200、400 和 650 ℃ 回火 1 h 处理 ，回火后的组织如图 2（ b） 、 （c）、（d）所示. 由文献 [14] 可知，高碳钢中的马氏 体在 200 ℃ 回火时发生马氏体分解，形成由低碳 的 α 相和弥散 ε-碳化物组成的回火马氏体，在显微 镜下呈黑色针状. 马氏体在 400 ℃ 回火时淬火马 氏体完全分解同时发生碳化物的转变，ε-碳化物转 变为 θ-碳化物（即渗碳体 Fe3C），α 相仍然保持针状 外形，θ-碳化物为细粒状分布于 α 相附近，这种由 针状 α 相和细粒状渗碳体组成的机械混合物叫做 回火屈氏体. 马氏体在 650 ℃ 回火时发生渗碳体 的聚集长大和 α 相的回复、再结晶，由等轴的铁素 体颗粒和颗粒状渗碳体组成的机械混合物叫做回 火索氏体. 图 2（b）、（c）、（d）中析出相的形貌特征 与高碳钢中的马氏体回火转变的特征基本一致，为 了确定合金中的 Fe–C 相是否发生了相变，对淬火 态合金进行了 DSC 分析，测试结果如图 3 所示. 结 果显示，淬火态合金在 81.69、232.89 和 490.23 ℃ 有明显的吸热和放热峰，而高碳钢的回火转变温 度为 80～170 ℃ ， 250～300 ℃ 和 450～600 ℃，因 表 1    图 1（d）中 1,2,3 点的 EDS 结果 Table 1    EDS results of Points 1,2,3 in Fig. 1(d) Point Element Atomic fraction/% Mass fraction/% 1 C 73.67 36.13 Fe 14.43 32.90 Cu 11.84 30.72 2 C 17.59 4.17 Fe 53.56 59.31 Cu 28.86 36.52 3 C 10.59 2.45 Fe 80.65 86.82 Cu 8.76 10.73 3 2 1 (a) (b) (c) (d) 200 μm 50 μm 2 μm 20 μm 图 1    Cu–Fe–C 合金的铸态组织. （a）低倍光学显微镜照片；（b）高倍光学显微镜照片；（c）晶粒细化后的组织；（d）SEM 图像 Fig.1     As-cast  structure  of  Cu –Fe –C  alloy:  (a)  low  power  optical  microscope  photos;  (b)  high  power  optical  microscope  photos;  (c)  grain  refined structure; (d) SEM image · 1192 · 工程科学学报，第 42 卷，第 9 期

任浩岩等：Cu-(Fe-C)合金中Fe-C相的固态转变对其摩擦磨损行为及机理的影响 ·1193 a (b) 5 um 2μm (c) (d) 24m 2μm 图2Cu-Fe-C)合金热处理后的SEM像.(a)淬火态：(b)200℃回火态：(c)400℃回火态：(d)650℃回火态 Fig.2 SEM image of Cu-(Fe-C)alloy after heat treatment:(a)quenched:(b)tempered at 200C:(c)tempered at 400C:(d)tempered at 650C 0.22 生，同时产生淬火应力，这就导致Fe-C相与Cu基 DSC n020 232.9℃ 490.2℃ 体的界面结合强度降低.合金在200℃回火时，淬 火产生的应力得到释放，导致强度和硬度下降.随 着回火温度升高，Fe-C相与基体间的结合强度提 高，同时部分Fe原子析出产生析出强化，在550~ 0.16 600℃强度和硬度达到峰值，随后在650℃下回 火时，由于纳米级析出相的回溶导致基体强度和 81.69℃ 硬度下降，因此合金的力学性能略有下降 0.12 0 100 200300400500 600 88 330 Temperature/℃ 6 --Hardness 84 Tensile strength 320 图3淬火态C-Fe-C)合金DSC测试结果 8 Fig.3 DSC test result of quenched Cu-(Fe-C)alloy 78 Quenched 310 此可以确定Cu-(Fe-C)合金中的Fe-C相发生了 300 72 与高碳钢类似的固态转变. 2.2力学性能 66 利用显微硬度仪和室温拉伸试验机测淬火和 64 280 不同温度回火的Cu-(Fe-C)合金的硬度和强度， 60 270 100200300400500600700 其结果如图4所示.合金的力学性能测试结果表 Temperature/℃ 明，Fe-C相回火过程中发生的固态转变，对材料 图4不同回火温度下Cu-FeC合金的抗拉强度和硬度 的力学性能可能产生影响.从图中可以看出淬火 Fig.4 Tensile strength and hardness of Cu-Fe-C alloy at different 态强度和硬度为279MPa和74HV,经200℃回 tempering temperatures 火1h后强度和硬度有所下降.随着回火温度的提 虽然不同温度的回火处理对合金的力学性能 高，合金的强度和硬度有所上升，600℃回火的强 有影响，但强度和硬度的变化幅度都不大，强度和 度和硬度值最大，回火温度升到650℃时，强度和 硬度的提升分别为28MPa和15.3HV,因此有必 硬度略有降低，随着回火温度升高，Fε-C相的硬 要对析出相进行更微观的力学性能测试 度降低，F-C相与铜基体界面结合强度升高，另 采用纳米力学探针检测Fe-C相的硬度如图5 外Fe元素在Cu基体中的溶解度降低导致部分 所示，揭示了不同状态Cu-(Fe-C)合金中Fe-C相 Fe原子析出，合金的强度和硬度是这三方面因素 纳米硬度变化规律.可以看出，铸态下Fe-C相的 综合作用的结果.合金淬火后Fe-C相发生马氏体 硬度为2.9GPa,淬火后硬度上升到9.4GPa,200℃ 相变，马氏体相变是无扩散型相变，通过切变产 回火后的纳米硬度为7.8GPa,400℃回火后纳米

此可以确定 Cu–(Fe–C) 合金中的 Fe–C 相发生了 与高碳钢类似的固态转变. 2.2    力学性能 利用显微硬度仪和室温拉伸试验机测淬火和 不同温度回火的 Cu–(Fe–C) 合金的硬度和强度， 其结果如图 4 所示. 合金的力学性能测试结果表 明，Fe–C 相回火过程中发生的固态转变，对材料 的力学性能可能产生影响. 从图中可以看出淬火 态强度和硬度为 279 MPa 和 74 HV，经 200 ℃ 回 火 1 h 后强度和硬度有所下降. 随着回火温度的提 高，合金的强度和硬度有所上升，600 ℃ 回火的强 度和硬度值最大，回火温度升到 650 ℃ 时，强度和 硬度略有降低，随着回火温度升高，Fe–C 相的硬 度降低，Fe–C 相与铜基体界面结合强度升高，另 外 Fe 元素在 Cu 基体中的溶解度降低导致部分 Fe 原子析出，合金的强度和硬度是这三方面因素 综合作用的结果. 合金淬火后 Fe–C 相发生马氏体 相变，马氏体相变是无扩散型相变，通过切变产 生，同时产生淬火应力，这就导致 Fe–C 相与 Cu 基 体的界面结合强度降低. 合金在 200 ℃ 回火时，淬 火产生的应力得到释放，导致强度和硬度下降. 随 着回火温度升高，Fe–C 相与基体间的结合强度提 高，同时部分 Fe 原子析出产生析出强化，在 550～ 600 ℃ 强度和硬度达到峰值，随后在 650 ℃ 下回 火时，由于纳米级析出相的回溶导致基体强度和 硬度下降，因此合金的力学性能略有下降. 虽然不同温度的回火处理对合金的力学性能 有影响，但强度和硬度的变化幅度都不大，强度和 硬度的提升分别为 28 MPa 和 15.3 HV，因此有必 要对析出相进行更微观的力学性能测试. 采用纳米力学探针检测 Fe–C 相的硬度如图 5 所示，揭示了不同状态 Cu–(Fe–C) 合金中 Fe–C 相 纳米硬度变化规律. 可以看出，铸态下 Fe–C 相的 硬度为 2.9 GPa，淬火后硬度上升到 9.4 GPa，200 ℃ 回火后的纳米硬度为 7.8 GPa，400 ℃ 回火后纳米 (a) (b) (c) (d) 5 μm 2 μm 2 μm 2 μm 图 2    Cu–(Fe–C) 合金热处理后的 SEM 像. （a）淬火态；（b） 200 ℃ 回火态；（c） 400 ℃ 回火态；（d） 650 ℃ 回火态 Fig.2    SEM image of Cu–(Fe–C) alloy after heat treatment：(a) quenched；(b) tempered at 200 ℃；(c) tempered at 400 ℃；(d) tempered at 650 ℃ 0.22 0.20 0.18 Nurmalized heat flow/(W·g–1 ) 0.16 0.14 0.12 0 100 200 300 Temperature/℃ 81.69 ℃ 232.9 ℃ 490.2 ℃ 400 500 600 DSC 图 3    淬火态 Cu–(Fe–C) 合金 DSC 测试结果 Fig.3    DSC test result of quenched Cu–(Fe–C) alloy 88 330 320 Tensile strength/MPa 310 300 290 280 270 86 84 82 80 78 76 74 72 70 Hardness (HV) 66 68 64 62 60 100 200 300 400 500 600 700 Temperature/℃ Quenched Hardness Tensile strength 图 4    不同回火温度下 Cu–Fe–C 合金的抗拉强度和硬度 Fig.4     Tensile  strength  and  hardness  of  Cu –Fe –C  alloy  at  different tempering temperatures 任浩岩等： Cu–(Fe–C) 合金中 Fe–C 相的固态转变对其摩擦磨损行为及机理的影响 · 1193 ·

.1194 工程科学学报，第42卷，第9期 10 --Nano hardness 结晶，所以纳米硬度进一步下降 9 2.3断口分析 8 为了更好的理解不同热处理状态下Cu-(Fe-C) 合金的断裂方式，进行了断口分析.图6为不同条 6 件下Cu-Fe-C的SEM拉伸断口形貌.从图中可 5 以看出，经过淬火和回火处理的合金都具有韧 性断裂的特征，但是断口形貌也存在一些差异 图6(a)为淬火后的断口形貌，从图中可以看到在 2 Casting Quenched ering <i620 断口上分布很多大韧窝，韧窝各自独立，没有连成 一片，除了可以观察到大韧窝外，还可以看到在韧 Heat treatment states 窝周围有大量解离面.与淬火态合金相比，200℃ 图5不同回火温度下FeC相的纳米硬度 回火后的断口（图6(b)上的小韧窝变多，解离面 Fig.5 Nano-hardness of Fe-C phase at different tempering temperatures 变小，说明在200℃回火后，淬火应力释放，Fe-C 硬度进一步下降至4GPa,650℃回火后的纳米硬 相与基体间的界面得到改善.400℃回火1h后 度为3.5GPa由文献[15-16]可知，钢中马氏体的 (图6(c)),断口上已经观察不到解离面，大韧窝的 纳米硬度为6~16GPa,这与淬火态Cu-Fe-C合 数目也比较少，小韧窝分布均匀且密集.650℃回 金中的Fe-C相纳米显微力学探针测量值基本吻 火后（图6(d)),相比200℃和400℃回火态合金， 合.根据文献[15]可知在200℃下回火时，发生马 大韧窝数目显著增加，深度变深，可明显观察到撕 氏体分解形成回火马氏体，回火马氏体相较于淬 裂脊，说明材料的塑性变好 火马氏体纳米硬度有所下降，这是由于马氏体分 为了更好的理解合金中裂纹的扩展方式，对 解过程中马氏体的含碳量降低，基体的晶格常数 拉伸断口的纵截面进行了观察（图7）.淬火态合金 c逐渐减小，晶格常数a增大，正方度cla减小，所 拉伸断口纵截面（图7(a))上可以看到明显的裂 以晶格畸变减小，硬度降低.在400℃下回火时， 纹，通过EDS分析发现裂纹中含有Fe、C元素，所 形成回火屈氏体，碳化物与母相间的共格关系被 以裂纹是在Fe-C相附近产生并扩展的.200℃回 破坏，导致Fe-C相纳米硬度直线下降.在650℃ 火态合金（图7(b))断裂位置附近仍然可以观察 下回火时，发生渗碳体的聚集长大和α相回复、再 到Fe-C相的存在.400℃回火态合金（图7(c)断 (a) (h 10μm 10μm 10μm c®210μm 图6不同状态C-FeC合金拉伸断口形貌.(a)淬火态：(b)200℃回火态：(c)400℃回火态：(d)650℃回火态 Fig.6 Tensile fracture morphology of Cu-Fe-C alloys in different states:(a)quenched:(b)tempered at 200 C:(c)tempered at 400 C:(d)tempered at 650℃

硬度进一步下降至 4 GPa，650 ℃ 回火后的纳米硬 度为 3.5 GPa. 由文献 [15−16] 可知，钢中马氏体的 纳米硬度为 6～16 GPa，这与淬火态 Cu–Fe–C 合 金中的 Fe–C 相纳米显微力学探针测量值基本吻 合. 根据文献 [15] 可知在 200 ℃ 下回火时，发生马 氏体分解形成回火马氏体，回火马氏体相较于淬 火马氏体纳米硬度有所下降，这是由于马氏体分 解过程中马氏体的含碳量降低，基体的晶格常数 c 逐渐减小，晶格常数 a 增大，正方度 c/a 减小，所 以晶格畸变减小，硬度降低. 在 400 ℃ 下回火时， 形成回火屈氏体，碳化物与母相间的共格关系被 破坏，导致 Fe–C 相纳米硬度直线下降. 在 650 ℃ 下回火时，发生渗碳体的聚集长大和 α 相回复、再 结晶，所以纳米硬度进一步下降. 2.3    断口分析 为了更好的理解不同热处理状态下 Cu–(Fe–C) 合金的断裂方式，进行了断口分析. 图 6 为不同条 件下 Cu–Fe–C 的 SEM 拉伸断口形貌. 从图中可 以看出，经过淬火和回火处理的合金都具有韧 性断裂的特征，但是断口形貌也存在一些差异. 图 6（a）为淬火后的断口形貌，从图中可以看到在 断口上分布很多大韧窝，韧窝各自独立，没有连成 一片，除了可以观察到大韧窝外，还可以看到在韧 窝周围有大量解离面. 与淬火态合金相比，200 ℃ 回火后的断口（图 6（b））上的小韧窝变多，解离面 变小，说明在 200 ℃ 回火后，淬火应力释放，Fe–C 相与基体间的界面得到改善. 400 ℃ 回火 1 h 后 （图 6（c）），断口上已经观察不到解离面，大韧窝的 数目也比较少，小韧窝分布均匀且密集. 650 ℃ 回 火后（图 6（d）），相比 200 ℃ 和 400 ℃ 回火态合金， 大韧窝数目显著增加，深度变深，可明显观察到撕 裂脊，说明材料的塑性变好. 为了更好的理解合金中裂纹的扩展方式，对 拉伸断口的纵截面进行了观察 (图 7）. 淬火态合金 拉伸断口纵截面（图 7（a））上可以看到明显的裂 纹，通过 EDS 分析发现裂纹中含有 Fe、C 元素，所 以裂纹是在 Fe–C 相附近产生并扩展的. 200 ℃ 回 火态合金（图 7（b））断裂位置附近仍然可以观察 到 Fe–C 相的存在. 400 ℃ 回火态合金（图 7（c））断 10 9 8 7 Casting Quenched Tempering at 200 ℃ Tempering at 400 ℃ Tempering at 650 ℃ Nano hardness/GPa 6 5 4 Heat treatment states 3 2 Nano hardness 图 5    不同回火温度下 Fe–C 相的纳米硬度 Fig.5    Nano-hardness of Fe–C phase at different tempering temperatures (a) (b) (c) (d) 10 μm 10 μm 10 μm 10 μm Dimples Dissoc surface 图 6    不同状态 Cu–Fe–C 合金拉伸断口形貌. （a）淬火态；（b） 200 ℃ 回火态；（c） 400 ℃ 回火态；（d） 650 ℃ 回火态 Fig.6    Tensile fracture morphology of Cu–Fe–C alloys in different states：(a) quenched；(b) tempered at 200 ℃；(c) tempered at 400 ℃；(d) tempered at 650 ℃ · 1194 · 工程科学学报，第 42 卷，第 9 期

任浩岩等：Cu-(Fe-C)合金中Fe-C相的固态转变对其摩擦磨损行为及机理的影响 ·1195 (a) (b) Tensile rection 5 um 5μm (c) (d) FE-C phas FE-C p 5 um 2um 图7不同状态Cu-(FeC)合金拉伸断口纵截面形貌.(a)淬火态：(b)200℃回火态：(c)400℃回火态：(d)650℃回火态 Fig.7 Longitudinal section morphology of tensile fracture of Cu-Fe-C alloys in different states:(a)quenched;(b)tempered at 200 C;(c)tempered at 400℃；(d)tempered at650℃ 裂位置位于铜基体上，Fe-C相附近没有发现裂纹 0.6 产生.650℃回火态合金（图7(d))断口附近的 -Quenching 0.5 Tempering at200℃ F-C相与基体沿着拉伸方向发生协同变形，裂纹 Tempering at 400 C 的产生与扩展都是在铜基体上.裂纹的产生与扩 0.4 mg650t CU 展的发展规律与断口的相貌变化规律基本吻合 由于马氏体相变属于切变型相变，淬火态合金中 0.2 Fe-C相与基体间的结合界面较差，因此淬火态合 金断口上可以观察到解离面的存在.经200℃回 0.1 火后，淬火应力得到释放，结合界面略有改善，但 由于Fe-C相硬度较高，界面处易产生应力集中而 2 3 Time/min 开裂，所以仍然可以观察到解离面的特征.400℃ 图8Cu-Fe-C合金和纯Cu的磨损率 和650℃回火后Fe-C相硬度大大降低，结合界面 Fig.8 Wear rate of Cu-Fe-C alloy and pure cooper 也得到改善，Fe-C相可以与基体发生协同变形， 结合界面上不易产生应力集中，结合界面由于 为了对比材料表面磨损形貌的差异，选择磨 Fε元素的扩散而强度比基体强度高，所以容易在 损率差异最大的淬火态和650℃回火态合金采用 铜基体上发生断裂，断口只能观察到韧窝等塑性 三维白光干涉形貌仪对摩擦表面进行了观察 变形的特征 (图9(a)和(b).采用三维白光干涉形貌仪分析样 2.4摩擦磨损行为 品表面的磨痕深度，得到图9(a)和(b)中所示典型 图8显示了不同状态Cu-(Fe-C)合金和纯铜 位置的界面深度分布曲线，如图9(c)和(d)所示 的磨损率.从图中可以看出，淬火和回火处理对合 其中，淬火态合金表面产生了几道犁沟，最大的犁 金磨损率有明显的影响.淬火态和200℃回火态 沟深度不足1m,且犁沟分布均匀，在摩擦方向上 合金磨损率低于纯铜，这两种状态的合金随磨损 深度几乎没有变化（图9(a)、(c).而650℃回火 时间的延长，磨损率总体上呈上升趋势，但磨损率 态合金表面产生了严重的材料转移现象，铜基体 变化不大.400℃和650℃回火态合金在磨损1min 在剪切力的作用下产生撕裂和严重的塑性变形， 内磨损率低于纯铜，但随着磨损时间的延长，这两 形成深度约15m的沟，被带走的材料在沟的后 种状态的合金磨损率迅速增加. 方发生堆积，高度约30m,所以在摩擦方向上试

裂位置位于铜基体上，Fe–C 相附近没有发现裂纹 产生. 650 ℃ 回火态合金（图 7（ d） ）断口附近的 Fe–C 相与基体沿着拉伸方向发生协同变形，裂纹 的产生与扩展都是在铜基体上. 裂纹的产生与扩 展的发展规律与断口的相貌变化规律基本吻合. 由于马氏体相变属于切变型相变，淬火态合金中 Fe–C 相与基体间的结合界面较差，因此淬火态合 金断口上可以观察到解离面的存在. 经 200 ℃ 回 火后，淬火应力得到释放，结合界面略有改善，但 由于 Fe–C 相硬度较高，界面处易产生应力集中而 开裂，所以仍然可以观察到解离面的特征. 400 ℃ 和 650 ℃ 回火后 Fe–C 相硬度大大降低，结合界面 也得到改善，Fe–C 相可以与基体发生协同变形， 结合界面上不易产生应力集中 ，结合界面由于 Fe 元素的扩散而强度比基体强度高，所以容易在 铜基体上发生断裂，断口只能观察到韧窝等塑性 变形的特征. 2.4    摩擦磨损行为 图 8 显示了不同状态 Cu–(Fe–C) 合金和纯铜 的磨损率. 从图中可以看出，淬火和回火处理对合 金磨损率有明显的影响. 淬火态和 200 ℃ 回火态 合金磨损率低于纯铜，这两种状态的合金随磨损 时间的延长，磨损率总体上呈上升趋势，但磨损率 变化不大. 400 ℃ 和 650 ℃ 回火态合金在磨损 1 min 内磨损率低于纯铜，但随着磨损时间的延长，这两 种状态的合金磨损率迅速增加. 为了对比材料表面磨损形貌的差异，选择磨 损率差异最大的淬火态和 650 ℃ 回火态合金采用 三维白光干涉形貌仪对摩擦表面进行了观察 （图 9（a）和（b））. 采用三维白光干涉形貌仪分析样 品表面的磨痕深度，得到图 9（a）和（b）中所示典型 位置的界面深度分布曲线，如图 9（c）和（d）所示. 其中，淬火态合金表面产生了几道犁沟，最大的犁 沟深度不足 1 μm，且犁沟分布均匀，在摩擦方向上 深度几乎没有变化（图 9（a）、（c））. 而 650 ℃ 回火 态合金表面产生了严重的材料转移现象，铜基体 在剪切力的作用下产生撕裂和严重的塑性变形， 形成深度约 15 μm 的沟，被带走的材料在沟的后 方发生堆积，高度约 30 μm，所以在摩擦方向上试 (a) (b) (c) (d) 2 μm 5 μm 5 μm 5 μm FE–C phase Tensile direction FE–C phase FE–C phase FE–C phase 图 7    不同状态 Cu–(Fe–C) 合金拉伸断口纵截面形貌. （a）淬火态；（b）200 ℃ 回火态；（c）400 ℃ 回火态；（d）650 ℃ 回火态 Fig.7    Longitudinal section morphology of tensile fracture of Cu–Fe–C alloys in different states: (a) quenched; (b) tempered at 200 ℃; (c) tempered at 400 ℃; (d) tempered at 650 ℃ 0.6 0.5 0.4 Wear rate/ % 0.3 0 1 2 3 Time/min 4 5 0.2 0.1 0 Quenching Tempering at 200 ℃ Tempering at 400 ℃ Tempering at 650 ℃ Cu–3Fe Cu 图 8    Cu–Fe–C 合金和纯 Cu 的磨损率 Fig.8    Wear rate of Cu–Fe–C alloy and pure cooper 任浩岩等： Cu–(Fe–C) 合金中 Fe–C 相的固态转变对其摩擦磨损行为及机理的影响 · 1195 ·

1196 工程科学学报，第42卷，第9期 (a) Depth/μm (b) Depth/um 3 0.3 30 520 -06 5 10 9 50 2500 -15 2500 -10 (friction direction) 15s00 X(transverse direction) 1500 -1.8 -2.1 1500 1500 8 2500 500 -2.4 Y(friction direction) 2500 X(transverse direction) 500 -30 -2.7 -35 -3.0 40 (c) (d) 20 Position 1 10 Position 3 0.4 0 -10 -4 -Position 4 Position 2 20 10 -10 -20 500 1000150020002500 0 500 1000150020002500 Distance/μum Distance/um 图9摩擦表面的磨痕三维形貌照片(a)、(b)和纵截面的深度轮廓曲线(c)、(d).(a)、(c)淬火态：(b)、(d)650℃回火态 Fig.9 3-D morphology of friction surface (a)&(b)and profile of longitudinal section(c)&(d).(a),(c)quenched;(b),(d)tempered at 650 C 样表面的高度差高达45um(图9(b)、(d)),这导 磨损过程会趋于稳定，磨损率基本保持不变，摩擦 致摩擦表面在对磨过程中一直在发生变化，很难进 表面形貌也基本不变；第三个过程为急剧磨损阶 入稳定磨损.随着摩擦时间的延长，表面温度升高， 段，摩擦表面由于温度升高磨损量剧增，摩擦表面 试样会直接进入急剧磨损阶段，磨损率迅速升高. 变得粗糙，磨损机制以黏着和大塑性变形为主 3磨损机理分析与讨论 采用SEM观察了不同状态合金摩擦Imin的 表面形貌，淬火态和回火态Cu-Fe-C合金摩擦表 摩擦磨损实验表明不同状态的合金摩擦行为 面形貌如图10所示.从摩擦表面上可以观察到凹 有明显差异，而材料的摩擦学性能与摩擦表面、亚 坑、犁削、大塑性变形、氧化物磨屑等摩擦学特 层结构和磨损机理密切相关.因此，为了阐明回火 征，这说明在磨损的过程中，黏着磨损、犁削、大 温度对材料摩擦学性能的影响，有必要对以上特 塑性变形和氧化这几种磨损方式是并存的.Zhou 性进行观察. 等，山在铜基合金刹车片的研究中也发现了类似 黏着摩损过程大致可以分为三个阶段)，第 的情况.淬火态合金表面只能观察到深度不足1m 个阶段为磨合阶段，摩擦表面由于微观上的凹 的划痕（图10(a)),这可能是与之对磨的配副表面 凸不平导致实际接触的是表面上的微峰，当接触 的微峰在滑动过程中留下的.200℃回火态合金 表面开始滑动时，表面的微峰由于剪切而被破坏， 表面出现大量犁沟和波浪形的塑性变形的特征 随着摩擦过程的进行，摩擦表面逐渐被磨平，实际 (图10(b)),同时还可以观察到少量的凹坑，说明 接触面积增大，在这个过程中，摩损以犁削为主； 此时处于磨损过程的第二个阶段，磨损以犁削为 第二个阶段为稳定磨损阶段，摩擦表面磨合以后 主.400℃回火态合金表面犁沟明显变少，凹坑和 由于实际接触面增大和表面发生加工硬化，所以 波浪形的塑性变形特征增多（图10(c).650℃回

样表面的高度差高达 45 μm (图 9（b）、（d）），这导 致摩擦表面在对磨过程中一直在发生变化，很难进 入稳定磨损. 随着摩擦时间的延长，表面温度升高， 试样会直接进入急剧磨损阶段，磨损率迅速升高. 3    磨损机理分析与讨论 摩擦磨损实验表明不同状态的合金摩擦行为 有明显差异，而材料的摩擦学性能与摩擦表面、亚 层结构和磨损机理密切相关. 因此，为了阐明回火 温度对材料摩擦学性能的影响，有必要对以上特 性进行观察. 黏着摩损过程大致可以分为三个阶段[17] ，第 一个阶段为磨合阶段，摩擦表面由于微观上的凹 凸不平导致实际接触的是表面上的微峰，当接触 表面开始滑动时，表面的微峰由于剪切而被破坏， 随着摩擦过程的进行，摩擦表面逐渐被磨平，实际 接触面积增大，在这个过程中，摩损以犁削为主； 第二个阶段为稳定磨损阶段，摩擦表面磨合以后 由于实际接触面增大和表面发生加工硬化，所以 磨损过程会趋于稳定，磨损率基本保持不变，摩擦 表面形貌也基本不变；第三个过程为急剧磨损阶 段，摩擦表面由于温度升高磨损量剧增，摩擦表面 变得粗糙，磨损机制以黏着和大塑性变形为主. 采用 SEM 观察了不同状态合金摩擦 1 min 的 表面形貌，淬火态和回火态 Cu–Fe–C 合金摩擦表 面形貌如图 10 所示. 从摩擦表面上可以观察到凹 坑、犁削、大塑性变形、氧化物磨屑等摩擦学特 征，这说明在磨损的过程中，黏着磨损、犁削、大 塑性变形和氧化这几种磨损方式是并存的. Zhou 等[8,11] 在铜基合金刹车片的研究中也发现了类似 的情况. 淬火态合金表面只能观察到深度不足 1 μm 的划痕（图 10（a）），这可能是与之对磨的配副表面 的微峰在滑动过程中留下的. 200 ℃ 回火态合金 表面出现大量犁沟和波浪形的塑性变形的特征 （图 10（b）），同时还可以观察到少量的凹坑，说明 此时处于磨损过程的第二个阶段，磨损以犁削为 主. 400 ℃ 回火态合金表面犁沟明显变少，凹坑和 波浪形的塑性变形特征增多（图 10（c））. 650 ℃ 回 0.4 (c) 0 –0.4 Height/μm 0 –0.4 –0.8 0 500 1000 Distance/μm 1500 2000 2500 Position 1 Position 2 –20 –10 0 10 20 30 –10 0 10 20 0 500 1000 Distance/μm 1500 2000 2500 Position 3 Position 4 (d)Height/μm 0.3 0 –0.3 –0.6 –0.9 –1.2 –1.5 –1.8 –2.1 500 1500 500 1500 2500 2500 –2.4 –2.7 –3.0 Y (friction direction) X (transverse direction) (a) Depth/μm 1 2 35 30 25 20 15 10 5 0 –5 –10 –15 –20 –25 –30 –35 –40 500 1500 500 1500 2500 2500 Y (friction direction) X (transverse direction) (b) Depth/μm 3 4 图 9    摩擦表面的磨痕三维形貌照片（a）、（b）和纵截面的深度轮廓曲线（c）、（d）. （a）、（c）淬火态；（b）、（d）650 ℃ 回火态 Fig.9    3-D morphology of friction surface (a) & (b) and profile of longitudinal section (c) & (d). (a), (c) quenched; (b), (d) tempered at 650 ℃ · 1196 · 工程科学学报，第 42 卷，第 9 期

任浩岩等：Cu-(Fe-C)合金中Fe-C相的固态转变对其摩擦磨损行为及机理的影响 ·1197 a (b) 5um 50m (c) (d) 50 um 50μm 图10不同状态合金摩擦表面形貌.(a)淬火态：(b)200℃回火态：(c)400℃回火态：(d)650℃回火态 Fig.10 Friction surface morphology of alloys in different states:(a)quenched;(b)tempered at 200 C;(c)tempered at 400 C;(d)tempered at 650C 火态合金表面可以观察到大量凹坑和塑性变形的 擦时在接触点上瞬时温度较高，因此在相互接触 特征，几乎观察不到犁沟（图10(d)说明此时处于 的微峰之间形成冷焊的黏结点，黏结点附近由于 磨损过程的第三个阶段，磨损以黏着磨损和大塑 发生相对滑动而产生严重的塑性变形，摩擦面以 性变形为主.结合摩擦行为试验结果与上述行为 下的次表层也会发生塑性流变，产生明显的加工 分析可以发现，随着回火温度升高，磨损机制由犁 硬化，因而黏结点的强度大于铜合金的强度，发生 削逐渐向黏着磨损和大塑性变形过渡. 相对滑动时铜基体易被撕裂，产生黏着磨损 根据黏着磨损理论6”，在干摩擦过程中，钢 通过SEM和显微硬度分析，对合金纵截面上摩 与铜合金直接接触，由于材料表面存在微峰，导致 擦表面的次表层的显微组织及性能变化进行了表 实际接触面积很小，实际载荷远大于名义载荷，摩 征.以研究其中塑性变形层厚度的变化规律（图11、 (a) (b) 10 um 10m (c) (d) 10m 10m 图11不同状态合金塑性变形层深度.(a)淬火态：(b)200℃回火态：(c)400℃回火态：(d)650℃回火态 Fig.11 Depth of plastic deformation layer of alloys in different states:(a)quenched;(b)tempered at 200 C;(c)tempered at 400 C;(d)tempered at650℃

火态合金表面可以观察到大量凹坑和塑性变形的 特征，几乎观察不到犁沟（图 10（d））说明此时处于 磨损过程的第三个阶段，磨损以黏着磨损和大塑 性变形为主. 结合摩擦行为试验结果与上述行为 分析可以发现，随着回火温度升高，磨损机制由犁 削逐渐向黏着磨损和大塑性变形过渡. 根据黏着磨损理论[16−22] ，在干摩擦过程中，钢 与铜合金直接接触，由于材料表面存在微峰，导致 实际接触面积很小，实际载荷远大于名义载荷，摩 擦时在接触点上瞬时温度较高，因此在相互接触 的微峰之间形成冷焊的黏结点，黏结点附近由于 发生相对滑动而产生严重的塑性变形，摩擦面以 下的次表层也会发生塑性流变，产生明显的加工 硬化，因而黏结点的强度大于铜合金的强度，发生 相对滑动时铜基体易被撕裂，产生黏着磨损. 通过 SEM 和显微硬度分析，对合金纵截面上摩 擦表面的次表层的显微组织及性能变化进行了表 征，以研究其中塑性变形层厚度的变化规律（图 11、 (a) (b) (c) (d) 5 μm 50 μm 50 μm 50 μm Scratches Slide direction 图 10    不同状态合金摩擦表面形貌. （a）淬火态；（b） 200 ℃ 回火态；（c） 400 ℃ 回火态；（d） 650 ℃ 回火态 Fig.10    Friction surface morphology of alloys in different states: (a) quenched; (b) tempered at 200 ℃; (c) tempered at 400 ℃; (d) tempered at 650 ℃ (a) (b) (c) (d) 10 μm 10 μm 10 μm 10 μm 5 μm 50 μm 20 μm 图 11    不同状态合金塑性变形层深度. （a）淬火态；（b） 200 ℃ 回火态；（c） 400 ℃ 回火态；（d） 650 ℃ 回火态 Fig.11    Depth  of  plastic  deformation  layer  of  alloys  in  different  states:  (a)  quenched;  (b)  tempered  at  200  ℃; (c)  tempered  at  400  ℃;  (d)  tempered at 650 ℃ 任浩岩等： Cu–(Fe–C) 合金中 Fe–C 相的固态转变对其摩擦磨损行为及机理的影响 · 1197 ·

1198 工程科学学报，第42卷，第9期 12),淬火态合金塑性变形区域很小，只有在犁沟 塑性变形层厚度约为50m,加工硬化层深度为 附近可以观察到一定的塑性变形，加工硬化层深 180um(图11(c)、图12(c)).650℃回火态合金塑 度为50um(图11(a)、图12(a)).200℃回火态合 性变形层厚度约为62um,加工硬化层深度为 金塑性变形层厚度约为20um,加工硬化层深度为 230um(图11(d)、图12(d).说明随着回火温度 110um(图11(b)、图12(b).400℃回火态合金 的升高，合金抵抗塑性变形能力逐渐降低 (a)150 Hardness(HV)(b) Hardness(HV) =150.0 150.0 140.4 300 140.4 130.8 250 130.8 100 121.1 121.1 200 111.5 111.5 101.9 150 101.9 92.25 92.25 100 50 50 um 82.63 100m 82.63 73.0 50 73.0 100 200300 400 200 400 600 8001000 Distance/um Distance/um (c)250 Hardness(HV)(d) Hardness(HV) 1150.0 150.0 300 140.4 140.4 200 130.8 250 130.8 121.1 200 121.1 150 111.5 230m 111.5 180um 150 101.9 101.9 100 92.25 100 92.25 0 82.63 82.63 50 73.0 73.0 200 4006008001000 100200300400 500600 Distance/μm Distance/um 图12不同状态合金加工硬化层深度.(a)淬火态：(b)200℃回火态：(c)400℃回火态：(d)650℃回火态 Fig.12 Depth of work hardening layer of alloys in different states:(a)quenched;(b)tempered at 200 C;(c)tempered at 400 C;(d)tempered at 650 C 综上所述，不同热处理后的合金摩擦lmin后 不大，强度和硬度的提升分别为28MPa和15.3HV, 的磨损机制有明显差异，淬火态合金磨损机制以 但Fe-C相的微区力学性能变化很大，淬火后纳米 犁削为主；200℃回火态合金磨损机制为犁削、黏 硬度为9.4GPa,随回火温度升高Fe-C相的纳米 着磨损和大塑性变形并存：400℃和650℃回火 硬度逐渐降低，650℃回火后纳米硬度降至3.4GPa 态合金磨损机制以黏着磨损和大塑性变形为主 (3)淬火后的合金断口具有解离面等脆性断 黏着磨损和大塑性变形会导致材料发生进一步的 裂的特征，200℃回火后韧窝增多，解离面变小， 磨损，因此合金的回火热处理温度应该低于200℃. 400℃回火后解离面消失，650℃回火后韧窝尺寸 明显增加.断口的这种演变与Fe-C相和基体的结 4结论 合强度有关 本文研究了快冷和等温处理过程中Fe-C相 (4)不同状态合金的摩擦行为有很大差异，淬 的固态转变及其对摩擦性能的影响，得到了以下 火态合金耐磨性最好，随着回火温度升高，耐磨性 结论： 逐渐变差.淬火态合金塑性变形区域很小，只有在 (1)淬火和不同温度的回火处理使Cu-Fe-C 犁沟附近可以观察到一定的塑性变形，200℃回 合金中的Fe-C相发生了类似于高碳钢中的马氏 火态合金磨损机制为犁削、黏着磨损和大塑性变 体相变和回火转变 形并存，400℃和650℃回火态合金磨损机制以 (2)Fe-C相的相变对合金的强度和硬度影响 黏着和大塑性变形为主

12）. 淬火态合金塑性变形区域很小，只有在犁沟 附近可以观察到一定的塑性变形，加工硬化层深 度为 50 μm（图 11（a）、图 12（a））. 200 ℃ 回火态合 金塑性变形层厚度约为 20 μm，加工硬化层深度为 110 μm（图 11（b）、图 12（b））. 400 ℃ 回火态合金 塑性变形层厚度约为 50 μm，加工硬化层深度为 180 μm（图 11（c）、图 12（c））. 650 ℃ 回火态合金塑 性变形层厚度约 为 62  μm，加工硬化层深度为 230 μm（图 11（d）、图 12（d））. 说明随着回火温度 的升高，合金抵抗塑性变形能力逐渐降低. 150.0 (a) Hardness (HV) 140.4 130.8 121.1 111.5 101.9 92.25 82.63 73.0 150 100 50 100 200 300 Distance/μm Distance/μm 50 μm 400 150.0 (b) Hardness (HV) 140.4 130.8 121.1 111.5 101.9 92.25 82.63 73.0 300 250 200 150 100 50 200 400 600 Distance/μm Distance/μm 100 μm 800 1000 150.0 (d) Hardness (HV) 140.4 130.8 121.1 111.5 101.9 92.25 82.63 73.0 300 250 200 150 100 50 100 200 300 400 Distance/μm Distance/μm 230 μm 500 600 150.0 (c) Hardness (HV) 140.4 130.8 121.1 111.5 101.9 92.25 82.63 73.0 250 200 150 100 50 200 400 600 Distance/μm Distance/μm 180 μm 800 1000 图 12    不同状态合金加工硬化层深度. （a）淬火态；（b）200 ℃ 回火态；（c）400 ℃ 回火态；（d） 650 ℃ 回火态 Fig.12    Depth of work hardening layer of alloys in different states: (a) quenched; (b) tempered at 200 ℃; (c) tempered at 400 ℃; (d) tempered at 650 ℃ 综上所述，不同热处理后的合金摩擦 1 min 后 的磨损机制有明显差异，淬火态合金磨损机制以 犁削为主；200 ℃ 回火态合金磨损机制为犁削、黏 着磨损和大塑性变形并存；400 ℃ 和 650 ℃ 回火 态合金磨损机制以黏着磨损和大塑性变形为主. 黏着磨损和大塑性变形会导致材料发生进一步的 磨损，因此合金的回火热处理温度应该低于 200 ℃. 4    结论 本文研究了快冷和等温处理过程中 Fe–C 相 的固态转变及其对摩擦性能的影响，得到了以下 结论： （1）淬火和不同温度的回火处理使 Cu–Fe–C 合金中的 Fe–C 相发生了类似于高碳钢中的马氏 体相变和回火转变. （2）Fe–C 相的相变对合金的强度和硬度影响 不大，强度和硬度的提升分别为 28 MPa 和 15.3 HV， 但 Fe–C 相的微区力学性能变化很大，淬火后纳米 硬度为 9.4 GPa，随回火温度升高 Fe–C 相的纳米 硬度逐渐降低，650 ℃ 回火后纳米硬度降至 3.4 GPa. （3）淬火后的合金断口具有解离面等脆性断 裂的特征，200 ℃ 回火后韧窝增多，解离面变小， 400 ℃ 回火后解离面消失，650 ℃ 回火后韧窝尺寸 明显增加. 断口的这种演变与 Fe–C 相和基体的结 合强度有关. （4）不同状态合金的摩擦行为有很大差异，淬 火态合金耐磨性最好，随着回火温度升高，耐磨性 逐渐变差. 淬火态合金塑性变形区域很小，只有在 犁沟附近可以观察到一定的塑性变形，200 ℃ 回 火态合金磨损机制为犁削、黏着磨损和大塑性变 形并存，400 ℃ 和 650 ℃ 回火态合金磨损机制以 黏着和大塑性变形为主. · 1198 · 工程科学学报，第 42 卷，第 9 期