《工程科学学报》：宏观颗粒增强铁基复合材料的制备与性能

工程科学学报，第40卷，第8期：969-978.2018年8月 Chinese Journal of Engineering,Vol.40,No.8:969-978,August 2018 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2018.08.011;http://journals.ustb.edu.cn 宏观颗粒增强铁基复合材料的制备与性能 邱 博，邢书明四，董琦 北京交通大学机械与电子控制工程学院，北京100044 ☒通信作者，E-mail:smxing@bjtu.cu.cn 摘要颗粒与基体之间难以均匀稳定的混合以及二者的界面结合强度较差是限制颗粒增强金属基复合材料制备以及推广 应用的共性关键问题，而目前的主要解决措施“预制体法”以及“润湿化预处理技术”又存在生产效率较低、制备成本较高等问 题.基于此，在液态模锻的基础上，提出了不做预制体、也不进行润湿化预处理的制备颗粒增强金属基复合材料的新技术一 ·随流混合+高压复合”技术，并采用此方法成功制备了复合效果良好的ZTA/KmTBCr.26抗磨复合材料.研究了ZTA/KmTB- C26复合材料的微观组织、硬度以及冲击性能，发现复合材料内部颗粒分布比较均匀，颗粒与KmTBC26基体的结合紧密，属 于微机械啮合.冲击试验结果表明，复合材料的冲击韧性与单一金属基体相比显著降低，冲击断口形貌显示材料的断裂是沿 颗粒内部扩展的，没有出现颗粒的整体脱落，说明陶瓷颗粒与金属基体具有比较高的结合强度.考察了ZTA/KmTBCr26复合 材料与单一KmTBCr226的干摩擦磨损性能，结果表明.低载荷条件下ZTA/KmTBCr26复合材料的磨损性能是KmTBCr26的 1.82倍，而高载荷条件下复合材料的磨损性能则是KmTBCr26的3.3倍. 关键词复合材料：抗磨铸铁：液态模锻：冲击韧性：磨损性能 分类号TB331 Fabrication and properties of Fe matrix composites reinforced by macro-particles QIU Bo,XING Shu-ming,DONG Qi School of Mechanical,Electronic and Control Engineering,Beijing Jiaotong University,Beijing 100044,China Corresponding author,E-mail:smxing@bjtu.edu.cn ABSTRACT The basic challenges in the preparation and application of particle-reinforced metal matrix composites are the difficulty in achieving a uniform and stable mixing and the weak bonds between the particles and matrix.At present,these challenges are mainly tackled by making the particles into precursor beforehand and adopting the wetting treatment technologies,respectively.However,these measures can result in lower production efficiency and higher preparation costs.Based on the molten metal die forging process,an inno- vation technology termed "mixing by the molten metal and cohering by high pressures"was proposed to prepare the metal matrix com- posites reinforced with ceramic particles without a precursor or wetting them beforehand.Using this technique,a kind of ZTA particles- reinforced KmTBCr26 cast iron wear resistant composite with a good compound effect had been prepared,and the microstructure,hard- ness,and impact property of the ZTA KmTBCr26 composite was studied.The study reveals that the particle distribution in the ZTA KmTBCr26 composite is generally uniform,and the interfacial bonding between ceramic particle and KmTBCr26 matrix is of microme- chanical interlocking.The results of impact tests show that the impact toughness of the composites is significantly lower than that of the single metal,and the fracture morphology indicates that the fracture of the composites extends through the ceramic particle instead of the matrix.No particle detachment is observed,which indicates a high bonding strength between the particles and matrix.Further- more,the dry friction and wear properties of the ZTA/KmTBCr26 composite and KmTBCr26 cast iron were investigated.The results show that the wear resistance of the composite is 1.82 times that of the KmTBCr26 cast iron when the load is lower,while the wear re- sistance of the composite increased by 3.3 times under the higher load. KEY WORDS composite;wear white cast iron;molten metal die forge;impact toughness;wear resistance 收稿日期：2017-09-23 基金项目：中央高校基本科研业务费专项资金资助项目(2018YS139)

工程科学学报,第 40 卷,第 8 期:969鄄鄄978,2018 年 8 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 40, No. 8: 969鄄鄄978, August 2018 DOI: 10. 13374 / j. issn2095鄄鄄9389. 2018. 08. 011; http: / / journals. ustb. edu. cn 宏观颗粒增强铁基复合材料的制备与性能 邱 博, 邢书明苣 , 董 琦 北京交通大学机械与电子控制工程学院, 北京 100044 苣 通信作者, E鄄mail: smxing@ bjtu. edu. cn 摘 要 颗粒与基体之间难以均匀稳定的混合以及二者的界面结合强度较差是限制颗粒增强金属基复合材料制备以及推广 应用的共性关键问题,而目前的主要解决措施“预制体法冶以及“润湿化预处理技术冶又存在生产效率较低、制备成本较高等问 题. 基于此,在液态模锻的基础上,提出了不做预制体、也不进行润湿化预处理的制备颗粒增强金属基复合材料的新技术——— “随流混合 + 高压复合冶技术,并采用此方法成功制备了复合效果良好的 ZTA/ KmTBCr26 抗磨复合材料. 研究了 ZTA/ KmTB鄄 Cr26 复合材料的微观组织、硬度以及冲击性能,发现复合材料内部颗粒分布比较均匀,颗粒与 KmTBCr26 基体的结合紧密,属 于微机械啮合. 冲击试验结果表明,复合材料的冲击韧性与单一金属基体相比显著降低,冲击断口形貌显示材料的断裂是沿 颗粒内部扩展的,没有出现颗粒的整体脱落,说明陶瓷颗粒与金属基体具有比较高的结合强度. 考察了 ZTA/ KmTBCr26 复合 材料与单一 KmTBCr26 的干摩擦磨损性能,结果表明,低载荷条件下 ZTA/ KmTBCr26 复合材料的磨损性能是 KmTBCr26 的 1郾 82 倍,而高载荷条件下复合材料的磨损性能则是 KmTBCr26 的 3郾 3 倍. 关键词 复合材料; 抗磨铸铁; 液态模锻; 冲击韧性; 磨损性能 分类号 TB331 收稿日期: 2017鄄鄄09鄄鄄23 基金项目: 中央高校基本科研业务费专项资金资助项目(2018YJS139) Fabrication and properties of Fe matrix composites reinforced by macro鄄particles QIU Bo, XING Shu鄄ming 苣 , DONG Qi School of Mechanical, Electronic and Control Engineering, Beijing Jiaotong University, Beijing 100044, China 苣 Corresponding author, E鄄mail: smxing@ bjtu. edu. cn ABSTRACT The basic challenges in the preparation and application of particle鄄reinforced metal matrix composites are the difficulty in achieving a uniform and stable mixing and the weak bonds between the particles and matrix. At present, these challenges are mainly tackled by making the particles into precursor beforehand and adopting the wetting treatment technologies, respectively. However, these measures can result in lower production efficiency and higher preparation costs. Based on the molten metal die forging process, an inno鄄 vation technology termed “mixing by the molten metal and cohering by high pressures冶 was proposed to prepare the metal matrix com鄄 posites reinforced with ceramic particles without a precursor or wetting them beforehand. Using this technique, a kind of ZTA particles鄄 reinforced KmTBCr26 cast iron wear resistant composite with a good compound effect had been prepared, and the microstructure, hard鄄 ness, and impact property of the ZTA/ KmTBCr26 composite was studied. The study reveals that the particle distribution in the ZTA/ KmTBCr26 composite is generally uniform, and the interfacial bonding between ceramic particle and KmTBCr26 matrix is of microme鄄 chanical interlocking. The results of impact tests show that the impact toughness of the composites is significantly lower than that of the single metal, and the fracture morphology indicates that the fracture of the composites extends through the ceramic particle instead of the matrix. No particle detachment is observed, which indicates a high bonding strength between the particles and matrix. Further鄄 more, the dry friction and wear properties of the ZTA/ KmTBCr26 composite and KmTBCr26 cast iron were investigated. The results show that the wear resistance of the composite is 1郾 82 times that of the KmTBCr26 cast iron when the load is lower, while the wear re鄄 sistance of the composite increased by 3郾 3 times under the higher load. KEY WORDS composite; wear white cast iron; molten metal die forge; impact toughness; wear resistance

.970. 工程科学学报，第40卷，第8期 在国内外，单一材质的抗磨材料一直存在着磨 为了提高陶瓷颗粒与金属基体的结合强度，人 损速度快和材料消耗大的问题，严重制约了相关行 们采用基体金属合金化⑧-]、陶瓷表面涂覆处 业的快速发展.因此，高寿命抗磨材料的研制和开 理[0-]等“润湿化处理技术”来改善陶瓷与金属之 发具有非常重要的经济和社会效益.陶瓷颗粒增强 间的润湿性，取得了预期的效果2】.但是这些“润 钢铁基复合材料能够充分发挥陶瓷增强相和金属基 湿化处理技术”会使复合材料的制备成本有不同程 体的优良特性，并且在材料的成分、组织和性能上具 度的提高，同样限制了陶瓷颗粒增强金属基复合材 有很大的可设计性，较金属抗磨材料具有更为优异 料的大众化应用. 的综合性能山，正在逐步替代传统的单一材质抗磨 邢书明等)在液态模锻的基础上提出了一种 材料，是未来高性能结构材料的发展方向之一[]. 不需要事先制备预制体、也不需要进行润湿化预处 然而，由于很多陶瓷与金属之间密度差异显著、润湿 理的陶瓷/金属复合材料的制备与成型一体化技 性很差甚至不润湿，使得它们之间难以均匀稳定的 术一“随流混合+高压复合”来制备常温常压下 混合，界面结合强度低成为限制此类材料制备与推 不润湿的陶瓷颗粒增强金属基复合材料，这一方法 广应用的共性关键问题3) 是在金属液的充型过程中实现陶瓷与金属的均匀混 为了解决颗粒增强相难以加入与均匀混合的问 合，在外加压力下凝固成型实现陶瓷与金属的牢固 题，人们普遍采用将陶瓷颗粒事先制成预制体的方 结合，可以大幅度降低制备成本，为复合材料的工业 法，并取得了明显的效果.广州有色金属研究院的 化应用、规模化生产提供了一条新途径.该技术实 郑开宏等)采用制备蜂窝状陶瓷预制体结合重力 现陶瓷在金属中均匀分布的技术途径是利用熔融金 铸造的方法成功制备出ZTA陶瓷颗粒增强高铬铸 属液的黏性实现其对陶瓷颗粒的挟裹作用，达到颗 铁抗磨复合材料，在三体磨料磨损情况下，表现出优 粒的均匀分散，同时液态模锻快速冷却的特点也可 异的抗磨性.西安交通大学的李烨飞等)采用负压 以阻止陶瓷颗粒的上浮聚集：而实现陶瓷颗粒与金 浸渗法成功制备出WC-TiC-Co陶瓷颗粒增强高铬 属基体紧密结合的技术途径是通过高压挤压使金属 铸铁复合材料，在两体磨料磨损情况下，其抗磨性与 液挤入颗粒的微小间隙并补缩，进而实现界面的压 热处理态高铬铸铁相比显著提高.虽然国内对于陶 焊，同时对陶瓷颗粒进行预热处理，以提高其与金属 瓷颗粒增强钢铁基复合材料的制备与应用研究很 液的界面相容性.国内外已有大量研究证明压力的 多，但大都停留在实验研究层面，许多制备工艺因工 提高可以改善陶瓷与金属之间的界面结合状态，使 艺复杂、生产效率低以及制备成本高等原因，难以实 不经过“润湿化处理”直接制备的陶瓷/金属复合材 现工业化应用，致使国内许多企业只能从国外进口 料具有强结合界面14-16].本文运用这一新技术进 效果优良的复合材料产品.比利时MAGOTTEAUX 行了ZTA/KmTBCr.26抗磨复合材料的制备，并对所 公司6开发出了X-win陶瓷复合材料技术，将高铬 得抗磨件的组织和性能进行了研究. 铸铁合金液浇注到用陶瓷颗粒预制的蜂巢状芯板 1实验 中，以获得抗磨性优良的复合材料.采用这种技术 制备的复合磨辊的使用寿命高出镍硬铸铁和高铬铸 1.1实验原料 铁磨辊的1倍以上，处于国际领先水平，基本垄断了 增强颗粒选择郑州市海旭磨料有限公司生产的 我国国内市场.印度VEGA公司)推出的Sintercast 电熔ZTA(Z02增韧A山，03)陶瓷，粒径为8~10 陶瓷-金属复合技术是将陶瓷预制体以特定方式排 目，颜色呈暗灰色，形状为多角形，外观形貌如图1 列在工作面上，再与高铬铸铁组成镶嵌块，将镶嵌块 所示.其化学成分为（质量分数）：AL,0360%,Z02 通过铸造方式包裹于金属基体中形成复合件.采用 40%,物理、力学性能如表1所示.金属基体选择微 该技术生产的耐磨复合辊套和衬板已在ATOX立磨 合金化高铬铸铁KmTBCr226,其成分如表2所示. 上成功应用，使用寿命可达到普通产品的两倍以上， 1.2ZTA/KmTBCr226复合抗磨件的制备 也占据了大量的我国国内市场.然而，国内外的这 采用“随流混合+高压复合”技术制备ZTAV 种事先制备预制体的复合成形技术都在不同程度上 KmTBCr226复合抗磨件的工作原理如图2所示.制 存在预制体的载体降低材料纯度、制备厚大工件时 备过程如下：①高铬铸铁KmTBCr226通过中频感应 颗粒漂浮和溃散问题突出、生产效率较低的问题，使 炉进行熔炼，铁液的浇注温度为1600℃：陶瓷颗粒 其在服役过程中陶瓷颗粒的碎化和脱落现象严重， 则放入电阻炉中预热至1100℃保温：模具的预热使 推广应用受到了限制. 用由电热管自制的预热器预热至220~260℃

工程科学学报,第 40 卷,第 8 期 在国内外,单一材质的抗磨材料一直存在着磨 损速度快和材料消耗大的问题,严重制约了相关行 业的快速发展. 因此,高寿命抗磨材料的研制和开 发具有非常重要的经济和社会效益. 陶瓷颗粒增强 钢铁基复合材料能够充分发挥陶瓷增强相和金属基 体的优良特性,并且在材料的成分、组织和性能上具 有很大的可设计性,较金属抗磨材料具有更为优异 的综合性能[1] ,正在逐步替代传统的单一材质抗磨 材料,是未来高性能结构材料的发展方向之一[2] . 然而,由于很多陶瓷与金属之间密度差异显著、润湿 性很差甚至不润湿,使得它们之间难以均匀稳定的 混合,界面结合强度低成为限制此类材料制备与推 广应用的共性关键问题[3] . 为了解决颗粒增强相难以加入与均匀混合的问 题,人们普遍采用将陶瓷颗粒事先制成预制体的方 法,并取得了明显的效果. 广州有色金属研究院的 郑开宏等[4] 采用制备蜂窝状陶瓷预制体结合重力 铸造的方法成功制备出 ZTA 陶瓷颗粒增强高铬铸 铁抗磨复合材料,在三体磨料磨损情况下,表现出优 异的抗磨性. 西安交通大学的李烨飞等[5]采用负压 浸渗法成功制备出 WC鄄鄄TiC鄄鄄Co 陶瓷颗粒增强高铬 铸铁复合材料,在两体磨料磨损情况下,其抗磨性与 热处理态高铬铸铁相比显著提高. 虽然国内对于陶 瓷颗粒增强钢铁基复合材料的制备与应用研究很 多,但大都停留在实验研究层面,许多制备工艺因工 艺复杂、生产效率低以及制备成本高等原因,难以实 现工业化应用,致使国内许多企业只能从国外进口 效果优良的复合材料产品. 比利时 MAGOTTEAUX 公司[6]开发出了 X鄄鄄win 陶瓷复合材料技术,将高铬 铸铁合金液浇注到用陶瓷颗粒预制的蜂巢状芯板 中,以获得抗磨性优良的复合材料. 采用这种技术 制备的复合磨辊的使用寿命高出镍硬铸铁和高铬铸 铁磨辊的 1 倍以上,处于国际领先水平,基本垄断了 我国国内市场. 印度 VEGA 公司[7]推出的 Sintercast 陶瓷鄄鄄金属复合技术是将陶瓷预制体以特定方式排 列在工作面上,再与高铬铸铁组成镶嵌块,将镶嵌块 通过铸造方式包裹于金属基体中形成复合件. 采用 该技术生产的耐磨复合辊套和衬板已在 ATOX 立磨 上成功应用,使用寿命可达到普通产品的两倍以上, 也占据了大量的我国国内市场. 然而,国内外的这 种事先制备预制体的复合成形技术都在不同程度上 存在预制体的载体降低材料纯度、制备厚大工件时 颗粒漂浮和溃散问题突出、生产效率较低的问题,使 其在服役过程中陶瓷颗粒的碎化和脱落现象严重, 推广应用受到了限制. 为了提高陶瓷颗粒与金属基体的结合强度,人 们采用 基 体 金 属 合 金 化[8鄄鄄9] 、 陶 瓷 表 面 涂 覆 处 理[10鄄鄄11]等“润湿化处理技术冶来改善陶瓷与金属之 间的润湿性,取得了预期的效果[12] . 但是这些“润 湿化处理技术冶会使复合材料的制备成本有不同程 度的提高,同样限制了陶瓷颗粒增强金属基复合材 料的大众化应用. 邢书明等[13] 在液态模锻的基础上提出了一种 不需要事先制备预制体、也不需要进行润湿化预处 理的陶瓷/ 金属复合材料的制备与成型一体化技 术———“随流混合 + 高压复合冶 来制备常温常压下 不润湿的陶瓷颗粒增强金属基复合材料,这一方法 是在金属液的充型过程中实现陶瓷与金属的均匀混 合,在外加压力下凝固成型实现陶瓷与金属的牢固 结合,可以大幅度降低制备成本,为复合材料的工业 化应用、规模化生产提供了一条新途径. 该技术实 现陶瓷在金属中均匀分布的技术途径是利用熔融金 属液的黏性实现其对陶瓷颗粒的挟裹作用,达到颗 粒的均匀分散,同时液态模锻快速冷却的特点也可 以阻止陶瓷颗粒的上浮聚集;而实现陶瓷颗粒与金 属基体紧密结合的技术途径是通过高压挤压使金属 液挤入颗粒的微小间隙并补缩,进而实现界面的压 焊,同时对陶瓷颗粒进行预热处理,以提高其与金属 液的界面相容性. 国内外已有大量研究证明压力的 提高可以改善陶瓷与金属之间的界面结合状态,使 不经过“润湿化处理冶直接制备的陶瓷/ 金属复合材 料具有强结合界面[14鄄鄄16] . 本文运用这一新技术进 行了 ZTA/ KmTBCr26 抗磨复合材料的制备,并对所 得抗磨件的组织和性能进行了研究. 1 实验 1郾 1 实验原料 增强颗粒选择郑州市海旭磨料有限公司生产的 电熔 ZTA ( ZrO2 增韧 Al 2 O3 ) 陶瓷,粒径为 8 ~ 10 目,颜色呈暗灰色,形状为多角形,外观形貌如图 1 所示. 其化学成分为(质量分数):Al 2O3 60% ,ZrO2 40% ,物理、力学性能如表 1 所示. 金属基体选择微 合金化高铬铸铁 KmTBCr26,其成分如表 2 所示. 1郾 2 ZTA / KmTBCr26 复合抗磨件的制备 采用“随流混合 + 高压复合冶 技术制备 ZTA/ KmTBCr26 复合抗磨件的工作原理如图 2 所示. 制 备过程如下:淤高铬铸铁 KmTBCr26 通过中频感应 炉进行熔炼,铁液的浇注温度为 1600 益 ;陶瓷颗粒 则放入电阻炉中预热至 1100 益保温;模具的预热使 用由电热管自制的预热器预热至 220 ~ 260 益 . ·970·

邱博等：宏观颗粒增强铁基复合材料的制备与性能 ·971· ②将预热后的陶瓷颗粒加入陶瓷腔5内至满，熔融金 属液浇入金属腔8内至满.③将上模1和下模4在115 MPa的压力下闭合并锁紧后，迅速施加125MPa的外加 压力推动陶瓷腔压头6和金属腔压头9，以150mms-1 的填充速度将陶瓷和金属液连续不断的推入充型浇道 7内，在金属液流经陶瓷腔的上方时，利用其动能和黏 性实现对陶瓷颗粒的挟裹，从而形成均匀的固液混合 物充填工件腔3.④陶瓷/金属混合物充填工件腔之 后，工件腔压头2施加130MPa的压力进行补压并保压 30s,以实现复合材料的补充收缩与凝固.⑤解除陶瓷 腔压头6、金属腔压头9和工件腔压头2的压力，工件 图1ZTA陶瓷颗粒的外观形貌 腔压头2回程，打开上模1和下模4，取出工件腔3内 Fig.1 Surface morphology of ZTA ceramic particles 的工件，得到复合材料抗磨件 表1ZTA陶瓷颗粒的物理、力学性能 Table I Physical and mechanical properties of ZTA ceramic particles 密度/(g·cm3) 显微硬度，HV 熔点/℃ 断裂韧性/(MPa·m2) 抗弯强度/MPa 4.0 1500~1700 1890 7.0-8.0 500-600 表2高铬铸铁基体成分表（质量分数） Table 2 Composition table of high chromium cast iron matrix % Si Mn Cr Mo Ni Fe 2.8-3.0 0.8-1.0 1.8-2.0 25~27 0.7w1.0 0.9-1.3 0.3-0.5 余量 合模与领紧 的一侧颗粒分布相对较密，而远离浇道的一侧颗粒 分布则相对较疏.鉴于此，将抗磨块的取样位置选 在了长度方向的中间区域，即在颗粒分布相对较均 匀的中间处取样，如图3所示.对于每个抗磨件，在 位置1处取10mm×10mm×10mm的金相试样，在 位置2处取10mm×10mm×55mm的冲击试样以及 在位置3处取10mm×10mm×20mm的磨损试样， 所有试样均从抗磨件高度方向的中部取得 充型与顶出 1一上模：2一工件腔压头：3一工件腔：4一下模：5一陶瓷腔： 6一陶瓷腔压头：7一充型浇道：8一金属腔：9一金属腔压头 图2“随流混合+高压复合”技术制备复合材料的工作原理图 图3复合抗磨件取样位置示意图 Fig.2 Working principle of composites prepared by "mixing by the Fig.3 Sampling position diagram of composites molten metal and cohering by high pressures"technology 金相试样经磨抛后用体积分数为4%的硝酸乙 1.3制样与组织性能检测方法 醇对其表面进行腐蚀，并采用DMI2000X倒置金相 使用装有金刚石切割片的切割机在复合抗磨件 显微镜观察复合材料的微观组织.采用TH300型洛 上切取金相试样、冲击试样和耐磨试样.在抗磨块 式硬度计和MH-5L型数字显微硬度计分别测量复 的制备过程中，当金属熔体与陶瓷颗粒实现混合后 合材料的宏观硬度和显微硬度，前者选用洛式金刚 经浇道流向工件腔时，可能会造成抗磨件靠近浇道 石圆锥压头，加载1470N,保持时间2s,测量5次取

邱 博等: 宏观颗粒增强铁基复合材料的制备与性能 图 1 ZTA 陶瓷颗粒的外观形貌 Fig. 1 Surface morphology of ZTA ceramic particles 于将预热后的陶瓷颗粒加入陶瓷腔 5 内至满,熔融金 属液浇入金属腔8 内至满. 盂将上模1 和下模4 在115 MPa 的压力下闭合并锁紧后,迅速施加125MPa 的外加 压力推动陶瓷腔压头6 和金属腔压头9,以150 mm·s -1 的填充速度将陶瓷和金属液连续不断的推入充型浇道 7 内,在金属液流经陶瓷腔的上方时,利用其动能和黏 性实现对陶瓷颗粒的挟裹,从而形成均匀的固液混合 物充填工件腔 3. 榆陶瓷/ 金属混合物充填工件腔之 后,工件腔压头2 施加130 MPa 的压力进行补压并保压 30 s,以实现复合材料的补充收缩与凝固. 虞解除陶瓷 腔压头6、金属腔压头 9 和工件腔压头 2 的压力,工件 腔压头2 回程,打开上模 1 和下模 4,取出工件腔 3 内 的工件,得到复合材料抗磨件. 表 1 ZTA 陶瓷颗粒的物理、力学性能 Table 1 Physical and mechanical properties of ZTA ceramic particles 密度/ (g·cm - 3 ) 显微硬度,HV 熔点/ 益 断裂韧性/ (MPa·m 1 / 2 ) 抗弯强度/ MPa 4郾 0 1500 ~ 1700 1890 7郾 0 ~ 8郾 0 500 ~ 600 表 2 高铬铸铁基体成分表 (质量分数) Table 2 Composition table of high chromium cast iron matrix % C Si Mn Cr Mo W Ni Fe 2郾 8 ~ 3郾 0 0郾 8 ~ 1郾 0 1郾 8 ~ 2郾 0 25 ~ 27 0郾 7 ~ 1郾 0 0郾 9 ~ 1郾 3 0郾 3 ~ 0郾 5 余量 1—上模; 2—工件腔压头; 3—工件腔; 4—下模; 5—陶瓷腔; 6—陶瓷腔压头; 7—充型浇道; 8—金属腔; 9—金属腔压头 图 2 “随流混合 + 高压复合冶技术制备复合材料的工作原理图 Fig. 2 Working principle of composites prepared by “mixing by the molten metal and cohering by high pressures冶 technology 1郾 3 制样与组织性能检测方法 使用装有金刚石切割片的切割机在复合抗磨件 上切取金相试样、冲击试样和耐磨试样. 在抗磨块 的制备过程中,当金属熔体与陶瓷颗粒实现混合后 经浇道流向工件腔时,可能会造成抗磨件靠近浇道 的一侧颗粒分布相对较密,而远离浇道的一侧颗粒 分布则相对较疏. 鉴于此,将抗磨块的取样位置选 在了长度方向的中间区域,即在颗粒分布相对较均 匀的中间处取样,如图 3 所示. 对于每个抗磨件,在 位置 1 处取 10 mm 伊 10 mm 伊 10 mm 的金相试样,在 位置2 处取10 mm 伊 10 mm 伊 55 mm 的冲击试样以及 在位置 3 处取 10 mm 伊 10 mm 伊 20 mm 的磨损试样, 所有试样均从抗磨件高度方向的中部取得. 图 3 复合抗磨件取样位置示意图 Fig. 3 Sampling position diagram of composites 金相试样经磨抛后用体积分数为 4% 的硝酸乙 醇对其表面进行腐蚀,并采用 DM2000X 倒置金相 显微镜观察复合材料的微观组织. 采用 TH300 型洛 式硬度计和 MH鄄鄄5L 型数字显微硬度计分别测量复 合材料的宏观硬度和显微硬度,前者选用洛式金刚 石圆锥压头,加载 1470 N,保持时间 2 s,测量 5 次取 ·971·

.972. 工程科学学报，第40卷，第8期 平均值：后者加载载荷为2940N,载荷保持时间为 发射扫描电镜观察复合材料以及高铬铸铁的磨面 10s,测量5次取平均值.在JB-50型冲击试验机上 形貌. 考察复合抗磨件的冲击性能，选取三个试样的平均 值作为测试结果，并采用配有能谱分析的日立S- 4800型扫描电镜(SEM)进行冲击断口形貌的观察 和成分分析. 干摩擦磨损实验在M-200型磨损试验机上进 行，实验原理图如图4所示.分别对ZTA/KmTB- 磨损试样 Cr26复合材料和单一KmTBCr26在室温下进行干 摩擦磨损对比实验，其中磨损试样（上试样）的尺寸 为10mm×10mm×20mm,对磨钢环（下试样）则选 对磨钢环 用尺寸为40mm(外径)×中20mm(内径)×10mm、 图4干摩擦磨损实验原理图 硬度为65HRC的Cr12模具钢.试验机转速为200 Fig.4 Schematic of the dry friction and wear tests rmin-1,实验所加载荷以及测试时间分别为300N 下磨损30min,900N下磨损10min.每种实验条件 2结果与分析 下的磨损实验重复三次，每次实验选用新的试样. 2.1外观形貌及微观组织 试样磨损前后的质量用精度为0.1mg的精密电子 ZTA/KmTBCr226复合抗磨件的外观形貌如图5 天平称量，测量三次取平均值.考虑到复合材料中 (a)所示，陶瓷颗粒的体积分数为40%，其平均尺寸 加入了陶瓷颗粒，导致复合材料与高铬铸铁密度不 为240mm×80mm×60mm,形状为楔形条状，均布 同，在同样的质量损失下体积损失不同，因此使用体 三排镶铸孔，用来镶铸磨辊辊面.可见复合抗磨件 积损失来评价复合材料的耐磨性能。复合材料的体 成型完整，无明显缺陷，其A、B、C三处位置，即左端 积损失可由下式求得： 面与中部之间、中部、右端面与中部之间的横断面的 △V=m1-m2 形貌如图5(b)~(d)所示，可见在不同断面区域内 (1) Paf+pefe 陶瓷颗粒都分布均匀，且界面结合良好 式中，m1、m2分别为磨损前后的试样质量；Pmp。分 ZTA/KmTBCr226复合抗磨件试样在低倍下的光 别为金属基体和陶瓷颗粒的密度：f。f。分别为二者 学照片以及高倍的复合界面如图6所示.可以看出 的体积分数.采用配有能谱分析的ZEISS EVO18场 陶瓷颗粒分散比较均匀，金属液在高压作用下可以 a b 图5复合抗磨件及其断面形貌.(a)外观形貌：(b)左端面与中部之间横断面：(c)中部横断面：(d)右端面与中部之间横断面 Fig.5 Composites and cross-sectional morphology:(a)appearance morphology;(b)the cross section between left and middle side;(e)the middle cross section;(d)the cross section between right and middle side

工程科学学报,第 40 卷,第 8 期 平均值;后者加载载荷为 2940 N,载荷保持时间为 10 s,测量 5 次取平均值. 在 JB鄄鄄50 型冲击试验机上 考察复合抗磨件的冲击性能,选取三个试样的平均 值作为测试结果,并采用配有能谱分析的日立 S鄄鄄 4800 型扫描电镜( SEM)进行冲击断口形貌的观察 和成分分析. 干摩擦磨损实验在 M鄄鄄 200 型磨损试验机上进 行,实验原理图如图 4 所示. 分别对 ZTA/ KmTB鄄 Cr26 复合材料和单一 KmTBCr26 在室温下进行干 摩擦磨损对比实验,其中磨损试样(上试样)的尺寸 为 10 mm 伊 10 mm 伊 20 mm,对磨钢环(下试样)则选 用尺寸为 准40 mm(外径) 伊 准20 mm(内径) 伊 10 mm、 硬度为 65 HRC 的 Cr12 模具钢. 试验机转速为 200 r·min - 1 ,实验所加载荷以及测试时间分别为 300 N 下磨损 30 min,900 N 下磨损 10 min. 每种实验条件 下的磨损实验重复三次,每次实验选用新的试样. 图 5 复合抗磨件及其断面形貌 郾 (a) 外观形貌; (b) 左端面与中部之间横断面; (c) 中部横断面; (d) 右端面与中部之间横断面 Fig. 5 Composites and cross鄄sectional morphology: (a) appearance morphology; (b) the cross section between left and middle side; (c) the middle cross section; (d) the cross section between right and middle side 试样磨损前后的质量用精度为 0郾 1 mg 的精密电子 天平称量,测量三次取平均值. 考虑到复合材料中 加入了陶瓷颗粒,导致复合材料与高铬铸铁密度不 同,在同样的质量损失下体积损失不同,因此使用体 积损失来评价复合材料的耐磨性能. 复合材料的体 积损失可由 下式求得: 驻V = m1 - m2 籽m fm + 籽c f c (1) 式中,m1 、m2 分别为磨损前后的试样质量;籽m 、籽c 分 别为金属基体和陶瓷颗粒的密度;fm 、f c 分别为二者 的体积分数. 采用配有能谱分析的 ZEISS EVO18 场 发射扫描电镜观察复合材料以及高铬铸铁的磨面 形貌. 图 4 干摩擦磨损实验原理图 Fig. 4 Schematic of the dry friction and wear tests 2 结果与分析 2郾 1 外观形貌及微观组织 ZTA/ KmTBCr26 复合抗磨件的外观形貌如图 5 (a)所示,陶瓷颗粒的体积分数为 40% ,其平均尺寸 为 240 mm 伊 80 mm 伊 60 mm,形状为楔形条状,均布 三排镶铸孔,用来镶铸磨辊辊面. 可见复合抗磨件 成型完整,无明显缺陷,其 A、B、C 三处位置,即左端 面与中部之间、中部、右端面与中部之间的横断面的 形貌如图 5(b) ~ (d)所示,可见在不同断面区域内 陶瓷颗粒都分布均匀,且界面结合良好. ZTA/ KmTBCr26 复合抗磨件试样在低倍下的光 学照片以及高倍的复合界面如图 6 所示. 可以看出 陶瓷颗粒分散比较均匀,金属液在高压作用下可以 ·972·

邱博等：宏观颗粒增强铁基复合材料的制备与性能 ·973· 浸入到陶瓷表面的微小间隙内，形成二者的紧密结 者为犬牙交错的微机械结合.金属基体主要组织是 合，基体组织致密，无明显缺陷，复合效果良好.复 呈灰白色树枝晶的马氏体和残余奥氏体，枝晶间 合抗磨件试样在低倍和高倍下的金相照片如图7所 为合金碳化物与马氏体及残余奥氏体共同构成的 示，图中黑暗色区域为陶瓷颗粒，白亮色区域为高铬 共晶体，树枝晶间共晶体中的碳化物有的呈条块 铸铁基体.可以看出，虽然没有做任何润湿化处理， 状，有的呈鱼骨状，分布在马氏体及少量残留奥氏 但是陶瓷颗粒与高铬铸铁的结合良好、界面清晰，二 体基体上. a (b) .100um 图6复合抗磨件内部.(a)颗粒分布情况：(b)界面结合情况 Fig.6 The insides of the composites:(a)particle distribution;(b)interface binding b 100m 50μm 图7不同倍数下复合抗磨件内部微观组织.(a)低倍：(b)高倍 Fig.7 Microstructure of composites under different times:(a)low times:(b)high times 对ZTA/KmTBCr226复合抗磨件的界面成分进 击韧性显著降低，这是由于增强颗粒的脆性大于基 行线扫描分析，结果如图8所示.可以看出，界面两 体金属，且颗粒在复合材料中所占体积分数较高导 侧的元素分布有一定的规律性，在KmTBCr26基体 致的.Llorca等[7]研究表明，增强体的断裂是颗粒 中不存在AL,Zr元素，这两种元素在经过界面后明 增强金属基复合材料的主要失效方式之一，基体中 显降到最低值，同样，在陶瓷中也不存在Fe、Cr元 颗粒承受的应力会随基体承受载荷的增加而增大， 素，其变化趋势与A1、Zx元素相反，说明没有出现元 从而使颗粒断裂的趋势增加.Turnbull等[]的研究 素扩散的现象，金属与陶瓷的结合属于机械结合 表明，复合材料中的损伤常萌生于破裂的颗粒处，所 2.2复合材料的硬度及冲击韧性 以裂纹也会沿着已经存在的破裂颗粒扩展.本研究 复合材料的硬度和冲击韧性的测试结果如表3 中的增强相是陶瓷颗粒，其脆性大于基体金属，断裂 所示.复合材料中增强颗粒硬度很高，局部最高可 应变较小，导致复合材料内部的微裂纹容易形成，从 达HV1950,而高铬铸铁基体的硬度平均为HV774, 而导致冲击韧性的下降.同时，陶瓷颗粒的碎裂具 复合材料磨损时，硬度很高的增强颗粒可以有效抵 有尺寸效应9)，颗粒越大断裂应力越小，颗粒越小 制磨料的磨损，对基体产生“阴影效应”，从而保护 断裂应力越大，本研究中的颗粒属于宏观颗粒，断裂 基体，提高复合材料的耐磨性能.从冲击韧性的测 容易发生，也会导致复合材料的韧性显著下降.另 试结果可知，陶瓷颗粒的加入会导致复合材料的冲 一方面，复合材料中增强相的体积分数也是影响材

邱 博等: 宏观颗粒增强铁基复合材料的制备与性能 浸入到陶瓷表面的微小间隙内,形成二者的紧密结 合,基体组织致密,无明显缺陷,复合效果良好. 复 合抗磨件试样在低倍和高倍下的金相照片如图 7 所 示,图中黑暗色区域为陶瓷颗粒,白亮色区域为高铬 铸铁基体. 可以看出,虽然没有做任何润湿化处理, 但是陶瓷颗粒与高铬铸铁的结合良好、界面清晰,二 者为犬牙交错的微机械结合. 金属基体主要组织是 呈灰白色树枝晶的马氏体和残余奥氏体,枝晶间 为合金碳化物与马氏体及残余奥氏体共同构成的 共晶体,树枝晶间共晶体中的碳化物有的呈条块 状,有的呈鱼骨状,分布在马氏体及少量残留奥氏 体基体上. 图 6 复合抗磨件内部 郾 (a) 颗粒分布情况; (b) 界面结合情况 Fig. 6 The insides of the composites: (a) particle distribution; (b) interface binding 图 7 不同倍数下复合抗磨件内部微观组织 郾 (a) 低倍; (b) 高倍 Fig. 7 Microstructure of composites under different times: (a) low times; (b) high times 对 ZTA/ KmTBCr26 复合抗磨件的界面成分进 行线扫描分析,结果如图 8 所示. 可以看出,界面两 侧的元素分布有一定的规律性,在 KmTBCr26 基体 中不存在 Al、Zr 元素,这两种元素在经过界面后明 显降到最低值,同样,在陶瓷中也不存在 Fe、Cr 元 素,其变化趋势与 Al、Zr 元素相反,说明没有出现元 素扩散的现象,金属与陶瓷的结合属于机械结合. 2郾 2 复合材料的硬度及冲击韧性 复合材料的硬度和冲击韧性的测试结果如表 3 所示. 复合材料中增强颗粒硬度很高,局部最高可 达 HV1950,而高铬铸铁基体的硬度平均为 HV 774, 复合材料磨损时,硬度很高的增强颗粒可以有效抵 制磨料的磨损,对基体产生“阴影效应冶,从而保护 基体,提高复合材料的耐磨性能. 从冲击韧性的测 试结果可知,陶瓷颗粒的加入会导致复合材料的冲 击韧性显著降低,这是由于增强颗粒的脆性大于基 体金属,且颗粒在复合材料中所占体积分数较高导 致的. Llorca 等[17] 研究表明,增强体的断裂是颗粒 增强金属基复合材料的主要失效方式之一,基体中 颗粒承受的应力会随基体承受载荷的增加而增大, 从而使颗粒断裂的趋势增加. Turnbull 等[18] 的研究 表明,复合材料中的损伤常萌生于破裂的颗粒处,所 以裂纹也会沿着已经存在的破裂颗粒扩展. 本研究 中的增强相是陶瓷颗粒,其脆性大于基体金属,断裂 应变较小,导致复合材料内部的微裂纹容易形成,从 而导致冲击韧性的下降. 同时,陶瓷颗粒的碎裂具 有尺寸效应[19] ,颗粒越大断裂应力越小,颗粒越小 断裂应力越大,本研究中的颗粒属于宏观颗粒,断裂 容易发生,也会导致复合材料的韧性显著下降. 另 一方面,复合材料中增强相的体积分数也是影响材 ·973·

.974. 工程科学学报，第40卷，第8期 (a) ☐线总谱图 质量分数% 100 Fe52.2 015.1 Fe A114.4 10.0 4.9 Fe Cr 2.5 线数据1 0 0.5 0.4 Z 250m 0 0 10 能量keV 所有元素 一0Kal Zr Kal 30000 Al Ka.l Gr Kal Fe Kal Si Kal C Kal 2 Ca Ka.l 2000 000 80 210 240 270 300 330 360 390 距离m 图8复合抗磨件界面形貌及线扫描分析.(a)界面形貌：(b)能谱分析：()线扫描结果 Fig.8 Interface morphology and line scan analysis of composites:(a)interface morphology;(b)EDS analysis;(c)result of line scan 表3复合材料硬度和冲击韧性的测试结果 Table 3 Test results of composites hardness and impact toughness 材料 宏观硬度，HRC 显微硬度，HV 冲击韧性/(J·cm2) KmTBCr26 48.8 754.7 9.43 ZTA/KmTBCr26 1684.8/774.4 4.8 料冲击韧性的因素之一，文献[20]、[21]都发现当 以进一步看到陶瓷-金属界面清晰，没有物质的转 颗粒体积分数增加时，会显著造成复合材料韧性的 移与扩散，陶瓷颗粒与金属基体为微机械结合.图9 下降，本研究中复合材料的颗粒体积分数较高，因此 (b)中1和2两个位置的能谱分析结果如图(c)、 其冲击韧性要比未加入颗粒时小很多.图9为复合 (d)所示，可以看出区域1为ZTA陶瓷颗粒，所含主 抗磨件在低倍和高倍下的冲击断口形貌，从图9(a) 要元素为Al、0、Zr,区域2为高铬铸铁基体，主要元 中可以看出，断口几乎都是沿陶瓷颗粒内部断裂，并 素为Fe、Cr. 没有出现陶瓷颗粒整体脱落或者拔出的现象，说明 2.3复合材料的摩擦磨损性能 陶瓷颗粒与基体具有比较高的结合强度.从图9 在干摩擦磨损试验条件下，单一KmTBCr226和 (b)中可以看出金属基体断口凹凸不平，有明显的 ZTA/KmTBC26复合材料的磨损结果如图10所示. 韧窝存在，说明其断裂机制以韧性断裂为主，这是由 经计算，在300N磨损30min的磨损实验条件下，复 于碳化物较细小且分布比较均匀，使得裂纹大都沿 合材料的相对耐磨性是单一KmTBCr2.6的1.84倍； 马氏体及残余奥氏体基体扩展.从图9(b)中还可 而在900N磨损10min的磨损实验条件下，复合材

工程科学学报,第 40 卷,第 8 期 图 8 复合抗磨件界面形貌及线扫描分析 郾 (a) 界面形貌; (b) 能谱分析; (c) 线扫描结果 Fig. 8 Interface morphology and line scan analysis of composites: (a) interface morphology; (b) EDS analysis; (c) result of line scan 表 3 复合材料硬度和冲击韧性的测试结果 Table 3 Test results of composites hardness and impact toughness 材料 宏观硬度,HRC 显微硬度,HV 冲击韧性/ (J·cm - 2 ) KmTBCr26 48郾 8 754郾 7 9郾 43 ZTA/ KmTBCr26 — 1684郾 8 / 774郾 4 4郾 8 料冲击韧性的因素之一,文献[20]、[21]都发现当 颗粒体积分数增加时,会显著造成复合材料韧性的 下降,本研究中复合材料的颗粒体积分数较高,因此 其冲击韧性要比未加入颗粒时小很多. 图 9 为复合 抗磨件在低倍和高倍下的冲击断口形貌,从图 9(a) 中可以看出,断口几乎都是沿陶瓷颗粒内部断裂,并 没有出现陶瓷颗粒整体脱落或者拔出的现象,说明 陶瓷颗粒与基体具有比较高的结合强度. 从图 9 (b)中可以看出金属基体断口凹凸不平,有明显的 韧窝存在,说明其断裂机制以韧性断裂为主,这是由 于碳化物较细小且分布比较均匀,使得裂纹大都沿 马氏体及残余奥氏体基体扩展. 从图 9( b)中还可 以进一步看到陶瓷鄄鄄 金属界面清晰,没有物质的转 移与扩散,陶瓷颗粒与金属基体为微机械结合. 图 9 (b)中 1 和 2 两个位置的能谱分析结果如图( c)、 (d)所示,可以看出区域 1 为 ZTA 陶瓷颗粒,所含主 要元素为 Al、O、Zr,区域 2 为高铬铸铁基体,主要元 素为 Fe、Cr. 2郾 3 复合材料的摩擦磨损性能 在干摩擦磨损试验条件下,单一 KmTBCr26 和 ZTA/ KmTBCr26 复合材料的磨损结果如图 10 所示. 经计算,在 300 N 磨损 30 min 的磨损实验条件下,复 合材料的相对耐磨性是单一 KmTBCr26 的 1郾 84 倍; 而在 900 N 磨损 10 min 的磨损实验条件下,复合材 ·974·

邱博等：宏观颗粒增强铁基复合材料的制备与性能 ·975· 8-480020.0kV17.0mm60SEM) 500m 490020015 mm x1 50k SE (c) 800d 600 500 600 400 300 400 200 e 200 100 Si 3 能量keV 能量cV 图9复合抗磨件冲击断口形貌及能谱分析.(a)低倍：(b)高倍：()1处能谱分析：(d)2处能谱分析 Fig.9 Fracture morphology and EDS analysis of composites:(a)low times;(b)high times;(c)EDS analysis of position 1;(d)EDS analysis of position2 料的相对耐磨性是KmTBC26的3.3倍.这说明， 时，可以看出磨面较为光整，且平行于滑动方向的犁 液锻复合法制备的ZTA/KmTBCr226复合材料的耐 沟较浅和窄，表明试样表层塑性变形轻微，呈现磨粒 磨性在重载条件下更加优越 磨损特征.此时由于颗粒的强化作用，提高了复合 14 3.5 材料的硬度，并且为磨面提供了一个稳定的载体，使 3.30 1.2 @四单一金属 一复合材料 3.0 颗粒有效地承担磨面区域的载荷，减轻了磨损面的 25 塑性变形，有力的发挥了硬质颗粒的承载作用，从而 2.0 1.84 2.5 提高了耐磨性.而当载荷增加到900N时，复合材料 1.0 与对磨环之间的真实接触面积增加，接触应力增大， 0.2 0.5 导致磨面温度升高，承载能力下降，此时复合材料表 0 0 300N/30min 900N/10min 面的基体金属被逐渐磨损，由此产生较多的磨损微 磨损试验条件 粒，这些微粒不易从接触区排出，导致材料的磨损加 图10单一KmTBCr26以及ZTA/KmTBCr26复合材料在不同条 剧.同时，在较大载荷的作用下，可以看到材料表层 件下的磨损结果 出现裂纹，并且发现有破裂的片状覆盖层，表明塑性 Fig.10 Wear test results of KmTBCr26 and ZTA/KmTBCr26 com- posites under different wear conditions 变形较为严重.另一方面，随着金属基体的磨损，颗 粒逐渐从基体表面突出，此时复合材料上的载荷大 单一KmTBCr226以及ZTA/KmTBCr226复合抗磨 部分由颗粒承受，造成部分陶瓷颗粒的碎化与脱落 件在不同载荷下磨损后的磨面形貌如图11所示. 现象，导致复合材料的磨损量有所上升 可以看出，KmTBCr226铸铁的磨损表面有明显的塑 ZTA/KmTBCr26复合抗磨件中KmTBCr26基体 性变形特征以及连续的较宽和较深的犁沟特征，与 和ZTA颗粒在载荷900N时的磨损形貌如图12所 ZTA/KmTBCr26相比，其表面粗糙度较高.并且随 示.KmTBCr226基体的磨损与陶瓷颗粒相比较明显， 着载荷的增大，变形程度加剧，KmTBCr226铸铁磨损 可以看出显微切削的痕迹，原因是加载载荷较大时， 表面的塑性变形发展为塑性流动并伴有材料的脱落 滑动磨损过程中对磨环与抗磨件表面的接触应力较 现象，呈现出黏着磨损特征.当在KmTBC26金属 大，在旋转切应力作用下，具有一定表面粗糙度的对 基体中引入ZTA增强颗粒形成复合材料后，其磨损 磨环对基体产生了强烈的“刨削”作用，在磨面划出 性能则取决于金属基体与颗粒的协同作用.复合抗 许多犁沟，同时把金属推向两侧形成微脊垄，使 磨件的磨面形貌如图11(c)、(d)所示，当载荷较低 KmTBCr26基体快速磨损，产生大量磨屑，并使磨损

邱 博等: 宏观颗粒增强铁基复合材料的制备与性能 图 9 复合抗磨件冲击断口形貌及能谱分析 郾 (a) 低倍; (b) 高倍; (c) 1 处能谱分析; (d) 2 处能谱分析 Fig. 9 Fracture morphology and EDS analysis of composites: (a) low times; (b) high times; (c) EDS analysis of position 1; (d) EDS analysis of position 2 料的相对耐磨性是 KmTBCr26 的 3郾 3 倍. 这说明, 液锻复合法制备的 ZTA/ KmTBCr26 复合材料的耐 磨性在重载条件下更加优越. 图 10 单一 KmTBCr26 以及 ZTA/ KmTBCr26 复合材料在不同条 件下的磨损结果 Fig. 10 Wear test results of KmTBCr26 and ZTA/ KmTBCr26 com鄄 posites under different wear conditions 单一 KmTBCr26 以及 ZTA/ KmTBCr26 复合抗磨 件在不同载荷下磨损后的磨面形貌如图 11 所示. 可以看出,KmTBCr26 铸铁的磨损表面有明显的塑 性变形特征以及连续的较宽和较深的犁沟特征,与 ZTA/ KmTBCr26 相比,其表面粗糙度较高. 并且随 着载荷的增大,变形程度加剧,KmTBCr26 铸铁磨损 表面的塑性变形发展为塑性流动并伴有材料的脱落 现象,呈现出黏着磨损特征. 当在 KmTBCr26 金属 基体中引入 ZTA 增强颗粒形成复合材料后,其磨损 性能则取决于金属基体与颗粒的协同作用. 复合抗 磨件的磨面形貌如图 11(c)、(d)所示,当载荷较低 时,可以看出磨面较为光整,且平行于滑动方向的犁 沟较浅和窄,表明试样表层塑性变形轻微,呈现磨粒 磨损特征. 此时由于颗粒的强化作用,提高了复合 材料的硬度,并且为磨面提供了一个稳定的载体,使 颗粒有效地承担磨面区域的载荷,减轻了磨损面的 塑性变形,有力的发挥了硬质颗粒的承载作用,从而 提高了耐磨性. 而当载荷增加到900 N 时,复合材料 与对磨环之间的真实接触面积增加,接触应力增大, 导致磨面温度升高,承载能力下降,此时复合材料表 面的基体金属被逐渐磨损,由此产生较多的磨损微 粒,这些微粒不易从接触区排出,导致材料的磨损加 剧. 同时,在较大载荷的作用下,可以看到材料表层 出现裂纹,并且发现有破裂的片状覆盖层,表明塑性 变形较为严重. 另一方面,随着金属基体的磨损,颗 粒逐渐从基体表面突出,此时复合材料上的载荷大 部分由颗粒承受,造成部分陶瓷颗粒的碎化与脱落 现象,导致复合材料的磨损量有所上升. ZTA/ KmTBCr26 复合抗磨件中 KmTBCr26 基体 和 ZTA 颗粒在载荷 900 N 时的磨损形貌如图 12 所 示. KmTBCr26 基体的磨损与陶瓷颗粒相比较明显, 可以看出显微切削的痕迹,原因是加载载荷较大时, 滑动磨损过程中对磨环与抗磨件表面的接触应力较 大,在旋转切应力作用下,具有一定表面粗糙度的对 磨环对基体产生了强烈的“刨削冶作用,在磨面划出 许多犁沟,同时把金属推向两侧形成微脊垄,使 KmTBCr26 基体快速磨损,产生大量磨屑,并使磨损 ·975·

.976. 工程科学学报，第40卷，第8期 a (b) 50μm 50μm 颗粒碎 裂纹 200μm 图11单一KmTBCr26以及ZTA/KmTBCr26复合材料在不同条件下的磨面形貌.(a)基体材料-低载：(b)基体材料-高载：(c)复合材 料-低载：(d)复合材料-高载 Fig.11 Wear morphology of KmTBCr26 and ZTA/KmTBCr26 composites under different wear conditions:(a)matrix material-low load;(b)matrix material-high load;(e)composites-low load;(d)composites-high load 层组织产生塑性流动，导致硬度降低，磨损量加大. 对磨的摩擦环表面上存在连续、细小的犁沟，这是由 同时在较高载荷的作用下，基体金属表层出现了裂 于复合抗磨件表面陶瓷颗粒的犁削作用造成的，在 纹以及材料脱落的现象.ZTA增强颗粒的磨损形貌 相对滑动的过程中，抗磨件表面在对磨环表面微凸 如图12(b)所示，复合抗磨件在高载下磨损时.ZTA 起的犁削作用下发生犁削脱落的同时，暴露于它表 颗粒暴露在磨面上，承受着旋转摩擦环的正压力和 面的ZTA颗粒也在法向力作用下使对磨摩擦环被 切应力，保护基体不被严重磨损，而增强颗粒粗糙表 犁削，并产生细小微粒.由图13(b)可以看出，在同 面上的细小颗粒则被磨平.ZTA的表面经跑合后能 一载荷下，与单一KmTBCr226对磨的摩擦环表面除 与对磨环形成良好的配合，保证复合材料具有较好 细小犁沟外还存在可见的黏着物，说明此时高铬铸 的抗磨性 铁的磨损机制是产生犁沟的磨料磨损为主，并包含 ZTA/KmTBCr226复合材料以及单一KmTBCr26 有黏着磨损.这是由于高铬铸铁表面存在大量细小 铸铁在900N载荷下对应的对磨摩擦环的磨损形貌 的微凸起，在滑动摩擦刚刚开始时，摩擦副之间的实 如图13所示.由图13(a)可以看出，与复合抗磨件 际接触面积仅限于这些凸起处，从而摩擦热主要通 a b 10m 10μm 图12复合抗磨件在高载下基体和颗粒的磨损形貌.()金属基体：(b)增强颗粒 Fig.12 Wear morphology of matrix and particles in composites under high load:(a)metal matrix;(b)reinforced particles

工程科学学报,第 40 卷,第 8 期 图 11 单一 KmTBCr26 以及 ZTA/ KmTBCr26 复合材料在不同条件下的磨面形貌. (a) 基体材料鄄鄄低载; (b) 基体材料鄄鄄高载; (c) 复合材 料鄄鄄低载; (d) 复合材料鄄鄄高载 Fig. 11 Wear morphology of KmTBCr26 and ZTA/ KmTBCr26 composites under different wear conditions: (a) matrix material鄄low load; (b) matrix material鄄high load; (c) composites鄄low load; (d) composites鄄high load 层组织产生塑性流动,导致硬度降低,磨损量加大. 同时在较高载荷的作用下,基体金属表层出现了裂 纹以及材料脱落的现象. ZTA 增强颗粒的磨损形貌 如图 12(b)所示,复合抗磨件在高载下磨损时,ZTA 颗粒暴露在磨面上,承受着旋转摩擦环的正压力和 切应力,保护基体不被严重磨损,而增强颗粒粗糙表 面上的细小颗粒则被磨平. ZTA 的表面经跑合后能 与对磨环形成良好的配合,保证复合材料具有较好 的抗磨性. 图 12 复合抗磨件在高载下基体和颗粒的磨损形貌 郾 (a) 金属基体; (b) 增强颗粒 Fig. 12 Wear morphology of matrix and particles in composites under high load: (a) metal matrix; (b) reinforced particles ZTA/ KmTBCr26 复合材料以及单一 KmTBCr26 铸铁在 900 N 载荷下对应的对磨摩擦环的磨损形貌 如图 13 所示. 由图 13(a)可以看出,与复合抗磨件 对磨的摩擦环表面上存在连续、细小的犁沟,这是由 于复合抗磨件表面陶瓷颗粒的犁削作用造成的,在 相对滑动的过程中,抗磨件表面在对磨环表面微凸 起的犁削作用下发生犁削脱落的同时,暴露于它表 面的 ZTA 颗粒也在法向力作用下使对磨摩擦环被 犁削,并产生细小微粒. 由图 13(b)可以看出,在同 一载荷下,与单一 KmTBCr26 对磨的摩擦环表面除 细小犁沟外还存在可见的黏着物,说明此时高铬铸 铁的磨损机制是产生犁沟的磨料磨损为主,并包含 有黏着磨损. 这是由于高铬铸铁表面存在大量细小 的微凸起,在滑动摩擦刚刚开始时,摩擦副之间的实 际接触面积仅限于这些凸起处,从而摩擦热主要通 ·976·

邱博等：宏观颗粒增强铁基复合材料的制备与性能 ·977· b 1004t 100um 图13复合材料及基体材料在高载下对磨环的磨损形貌.(a)复合材料：(b)基体材料 Fig.13 Friction ring wear morphology of composites and matrix material under high load:(a)composites;(b)metal matrix 过这些地方传递到对磨双方.由于实际导热面积远 (郑开宏，赵散梅，王娟，等.颗粒增强高铬铸铁基复合材料 小于理论导热面积，因此可以产生很高的局部闪 的制备、组织与性能.铸造.2012,61(2)：165) 温[2]，造成摩擦面附近材料表面的软化，从而表现 [5]Li Y F,Gao Y M,Wang B H,et al.Interface and wear charac- teristics of high-Cr cast iron matrix composite reinforced with ce- 为对磨环表面有黏着物的出现. mented carbide particles.Mater Sci Eng Poider Metall,2009,14 3结论 (5):331 (李烨飞，高义民，王必辉，等.颗粒增强高铬铸铁基复合材 (1)采用“随流混合+高压复合”方法成功制备 料界面及摩擦学特性.粉末治金材料科学与工程，2009,14 了复合效果良好的ZTA/KmTBCr226抗磨复合材料， (5):331) [6]Francois H.Composite Wear Component:USA Patent, 其内部颗粒分布均匀，颗粒与基体之间结合紧密，金 6399176B1.2002-06-04 属液在高压作用下可以浸入陶瓷表面的微小间隙 [7]Chen Z H,Xiong H,Sun G X,et al.The casting infiltration ce- 内，形成犬牙交错的微机械啮合界面. ramic technology preliminary of wear resistant cast.Cem Guide (2)与单一KmTBCr226相比，ZTA/KmTBCr226复 New Epoch,2015(2):10 合材料的冲击韧性显著下降，冲击断口形貌显示材 (陈忠华，熊晖，孙桂祥，等.耐磨铸件铸渗陶瓷技术的初探 新世纪水泥导报，2015(2)：10) 料的断裂主要是沿ZTA陶瓷颗粒内部发生的，没有 [8]Kish 0,Froumin N,Aizenshtein M,et al.Interfacial interaction 出现陶瓷颗粒整体脱落或者拔出的现象，说明复合 and wetting in the Ta2Os/Cu-Al system.Mater Eng Perform. 材料的界面结合强度较高. 2014,23(5):1551 (3)在干摩擦实验条件下，采用“随流混合+高 [9]Han M Y,Chen W P,Yang S F.Preparation of stainless steel/ 压复合”方法制备的ZTA/KmTBCr26复合材料的抗 Al,O ceramic composites by Ni-induced pressureless infiltration. 磨性与单一KmTBCr26相比显著提高，当载荷从 Spee Cast Nonferrous Alloys.2010,30(8):753 (韩孟岩，陈维平，杨少锋.N诱导无压浸渗法制备不锈钢/ 300N增加到900N时，复合材料的相对抗磨性从 AL203陶瓷复合材料.特种铸造及有色合金，2010,30(8)： 1.8倍提高到3.3倍 753) [10]Liu A G,Guo M H,Zhao M H,et al.Microstructure and wear 参考文献 resistance of large WC particles reinforced surface metal matrix [1]Wiengmoon A,Chairuangsri T,Brown A,et al.Microstructural composites produced by plasma melt injection.Suf Coat Techn- and crystallographical study of carbides in 30wt.%Cr cast irons ol,2007,201(18):7978 Acta Mater,2005,53(15):4143 [11]Xu C,Jia CC,Guo H,et al.Effect of electroless nickel plating [2]Miracle D B.Metal matrix composites-from science to techno- process on the properties of the plating layer on diamond/Cu com logical significance.Compos Sci Technol,2005,65(15-16): posite materials.J Unir Sci Technol Beijing,2013,35(11): 2526 1500 [3]Akhtar F.Microstructure evolution and wear properties of in situ (徐超，贾成厂，郭宏，等.化学镀镍工艺对金刚石/铜复合 synthesized TiB,and TiC reinforced steel matrix composites.JAl- 材料表面镀层性能的影响.北京科技大学学报.2013,35 loys Compd,2008,459(1-2):491 (11):1500) [4]Zheng K H,Zhao S M,Wang J,et al.Fabrication,microstruc- [12]Edelbauer J.Schuller D.Lott O,et al.High temperature ture and properties of high chromium cast iron matrix composites squeeze casting of nickel based metal matrix composites with in- reinforced with ceramic particles.Foundry,2012,61(2):165 terpenetrating microstructure.Mater Sci Forum,2015,825-826:93

邱 博等: 宏观颗粒增强铁基复合材料的制备与性能 图 13 复合材料及基体材料在高载下对磨环的磨损形貌 郾 (a) 复合材料; (b) 基体材料 Fig. 13 Friction ring wear morphology of composites and matrix material under high load: (a) composites; (b) metal matrix 过这些地方传递到对磨双方. 由于实际导热面积远 小于理论导热面积,因此可以产生很高的局部闪 温[22] ,造成摩擦面附近材料表面的软化,从而表现 为对磨环表面有黏着物的出现. 3 结论 (1)采用“随流混合 + 高压复合冶方法成功制备 了复合效果良好的 ZTA/ KmTBCr26 抗磨复合材料, 其内部颗粒分布均匀,颗粒与基体之间结合紧密,金 属液在高压作用下可以浸入陶瓷表面的微小间隙 内,形成犬牙交错的微机械啮合界面. (2)与单一 KmTBCr26 相比,ZTA/ KmTBCr26 复 合材料的冲击韧性显著下降,冲击断口形貌显示材 料的断裂主要是沿 ZTA 陶瓷颗粒内部发生的,没有 出现陶瓷颗粒整体脱落或者拔出的现象,说明复合 材料的界面结合强度较高. (3)在干摩擦实验条件下,采用“随流混合 + 高 压复合冶方法制备的 ZTA/ KmTBCr26 复合材料的抗 磨性与单一 KmTBCr26 相比显著提高,当载荷从 300 N 增加到 900 N 时,复合材料的相对抗磨性从 1郾 8 倍提高到 3郾 3 倍. 参 考 文 献 [1] Wiengmoon A, Chairuangsri T, Brown A, et al. Microstructural and crystallographical study of carbides in 30wt. % Cr cast irons. Acta Mater, 2005, 53(15): 4143 [2] Miracle D B. Metal matrix composites———from science to techno鄄 logical significance. Compos Sci Technol, 2005, 65 ( 15鄄16 ): 2526 [3] Akhtar F. Microstructure evolution and wear properties of in situ synthesized TiB2 and TiC reinforced steel matrix composites. J Al鄄 loys Compd, 2008, 459(1鄄2): 491 [4] Zheng K H, Zhao S M, Wang J, et al. Fabrication, microstruc鄄 ture and properties of high chromium cast iron matrix composites reinforced with ceramic particles. Foundry, 2012, 61(2): 165 (郑开宏, 赵散梅, 王娟, 等. 颗粒增强高铬铸铁基复合材料 的制备、组织与性能. 铸造, 2012, 61(2): 165) [5] Li Y F, Gao Y M, Wang B H, et al. Interface and wear charac鄄 teristics of high鄄Cr cast iron matrix composite reinforced with ce鄄 mented carbide particles. Mater Sci Eng Powder Metall, 2009, 14 (5): 331 (李烨飞, 高义民, 王必辉, 等. 颗粒增强高铬铸铁基复合材 料界面及摩擦学特性. 粉末冶金材料科学与工程, 2009, 14 (5): 331) [6] Francois H. Composite Wear Component: USA Patent, 6399176B1. 2002鄄鄄06鄄鄄04 [7] Chen Z H, Xiong H, Sun G X, et al. The casting infiltration ce鄄 ramic technology preliminary of wear resistant cast. Cem Guide New Epoch, 2015(2): 10 (陈忠华, 熊晖, 孙桂祥, 等. 耐磨铸件铸渗陶瓷技术的初探. 新世纪水泥导报, 2015(2): 10) [8] Kish O, Froumin N, Aizenshtein M, et al. Interfacial interaction and wetting in the Ta2O5 / Cu鄄鄄 Al system. J Mater Eng Perform, 2014, 23(5): 1551 [9] Han M Y, Chen W P, Yang S F. Preparation of stainless steel / Al2O3 ceramic composites by Ni鄄induced pressureless infiltration. Spec Cast Nonferrous Alloys, 2010, 30(8): 753 (韩孟岩, 陈维平, 杨少锋. Ni 诱导无压浸渗法制备不锈钢/ Al2O3 陶瓷复合材料. 特种铸造及有色合金, 2010, 30 (8): 753) [10] Liu A G, Guo M H, Zhao M H, et al. Microstructure and wear resistance of large WC particles reinforced surface metal matrix composites produced by plasma melt injection. Surf Coat Techn鄄 ol, 2007, 201(18): 7978 [11] Xu C, Jia C C, Guo H, et al. Effect of electroless nickel plating process on the properties of the plating layer on diamond / Cu com鄄 posite materials. J Univ Sci Technol Beijing, 2013, 35 ( 11 ): 1500 (徐超, 贾成厂, 郭宏, 等. 化学镀镍工艺对金刚石/ 铜复合 材料表面镀层性能的影响. 北京科技大学学报, 2013, 35 (11): 1500) [12] Edelbauer J, Schuller D, Lott O, et al. High temperature squeeze casting of nickel based metal matrix composites with in鄄 terpenetrating microstructure. Mater Sci Forum, 2015, 825鄄826: 93 ·977·

·978· 工程科学学报，第40卷，第8期 [13]Xing S M.Qiu B.Bao P W.A Kind of Preparation Method of formation of a spray formed metal-matrix composite.Metall Trans Composite Wear-Resistant Parts:China Patent,201410745937. A,1993,24(7):1575 1.2015-3-25 [18]Turnbull A,De Los Rios E R.The effect of grain size on fatigue (邢书明，邱博，鲍培玮.一种复合材料抗磨件的制备方法： crack growth in an aluminum magnesium alloy.Fatigue Fract 中国专利，201410745937.1.2015-3-25) Eng Mater Struct,1995,18(11):1355 [14]Liu J P,Wang Y W,Shi YZ,et al.Bond interfaces in cast-iron [19]Zhao Y P.Similarity method in fracture mechanics.Ade Mech, based composite material with SiC particilates.INortheast Unin 1998,28(3):323 Technol..1991,12(6):597 (赵亚溥.断裂力学中的相似方法.力学进展，1998,28 (刘进平，王玉玮，施廷藻，等.SC/铸铁基复合材料结合界 (3):323) 面.东北工学院学报，1991,12(6)：597) [20]Kamat S V,Hirth J P,Mehrabian R.Mechanical properties of [15]Malomo BO,Fadodun 0,Oluwasegun K M,et al.The effect particulate-reinforced aluminum-matrix composites.Acta Mater, of controlled melt-solidification on the strain rate sensitivity of a 1989,37(9):2395 squeeze-cast hybrid-reinforced aluminum AA 6061 matrix com- [21]Hu LJ.Research of Wear Properties for In Situ Ferrous Metal Ma- posite.Int J Eng Res Af斤，2015,16：1 trix Composite Materials [Dissertation].Nanning:Guangxi Uni- [16]Gurusamy P,Balasivanandha PS.Effect of the squeeze pressure versity,2005 on the mechanical properties of the squeeze cast Al/SiCp metal (胡丽娟.原位自生铁基复合材料耐磨性能的研究[学位论 matrix composite.Int J Microstruct Mater Prop,2013,8(4-5): 文].南宁：广西大学，2005) 299 [22]Ashby M F,Abulawi J,Kong H S.Temperature maps for fric- [17]Llorca J,Martin A,Ruiz J,et al.Particulate fracture during de- tional heating in dry sliding.Tribol Trans,1991,34(4):577

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