傅丽华等：C,C,/Ni,A1复合材料耐磨性提高的机制分析 ·119· 1mm,频率50Hz,磨损时间60min,干摩擦.每种 相邻间隔设为100μm,继续测试3个位置点 样品分别进行4~5次平行实验，取平均值进行 2结果与讨论 分析 利用HRS150洛氏硬度仪对Ni3Al合金和 2.1微观组织及硬度分析 Cr3C2/Ni3Al复合材料进行宏观硬度测试，载荷为 图2所示的是热等静压Ni3Al合金和CrC,/ 150kg.在载荷为10mN的条件下，采用Nano Ni,Al复合材料的微观组织形貌.热等静压NiA Indenter-.G200纳米压痕测试仪分析了Ni,Al合金 合金主要由Ni,Al基体相和Ni第二相组成：而热等 和Cr,C,/Ni,Al复合材料中各组成相的纳米硬度. 静压Cr,C,/Ni,Al复合材料中主要包括Ni3Al基体 摩擦磨损实验后，在试样磨损次表面层按指定路 相、M,C3(M=Cr,Fe或Ni)扩散相和Cr,C2硬芯相 径进行了一系列纳米压痕测试，载荷为300mN,测 三个组成相.由此可见，热等静压制备过程中， 试路径为：距离磨损表面10μm处作为第一个测 Ni3A合金和CrC2/NiAl复合材料中的组织都发 试点：逐步向样品内部平移，并选择相邻间隔30 生了演变，形成了多相微观组织.至于上述组织结 μm作为测试点，依次得到第2~6个测试点；平移 构的具体演变过程，已在文献[14-15]中分析了，不 间隔增大为50μm时，测得第7~9个测试点：最后 再累述 (a) ,A基材相 M,无护散相 40 um 40μm 图2Ni3Al合金和Cr3C2/NiAl复合材料的微观组织.(a)Ni3AI合金：(b)Cr3C2/Ni3Al复合材料 Fig.2 Microstructure of NiAl-alloy and CraCa/NiAl composites:(a)NiAl-alloy:(b)CraC2/Ni Al composites 图3所示的是Ni,Al合金和CC,/Ni,Al复合 过程中发生了元素互扩散作用，其中碳化物中的C 材料中各组成相纳米硬度测试的加载和卸载曲线。 等元素部分扩散到了Ni,A1基体中.相关工作表明， Ni3Al合金中Ni第二相的加载卸载曲线位于基体相 Cr原子固溶于NiAl晶体中，会导致Ni,Al晶格发 加载卸载曲线右侧；在Cr,C,/N3Al复合材料中，从 生畸变，使Ni,Al合金发生固溶强化，硬度提 基体相、扩散相到硬芯相，其对应的加载卸载曲线逐 高s,17).另一方面，CrC2/Ni3Al复合材料中的纳米 渐向左移动.对图3的加载卸载曲线进行拟合， 硬度和弹性模量由基体相、扩散相到硬芯相是逐渐 Ni3Al合金和Cr,C,/Ni3Al复合材料中各组成相纳 增大的，呈现出梯度变化.Ge等制备了CrTiAIN/氨 米硬度测试时的最大压痕深度、纳米硬度以及弹性 化层/钢基体多层结构材料，实验结果表明该材料的 模量如表1所示.NiAl合金中基体相和第二相的 硬度从CrTiAIN陶瓷层到钢基体呈梯度变化.这种 纳米硬度值分别为5.3GPa和3.1GPa,与相关文献 梯度结构减少了CrTiAIN陶瓷层与钢基体层之间的 的结果(5.6GPa和2.2GPa)相当16.Cr,C2/Ni3Al 参数失配程度，降低了CrTiAIN陶瓷层中的残余应 复合材料中，Ni3A基体相的纳米硬度和弹性模量分 力，减少了陶瓷层中裂纹形成和扩展的风险，增大了 别为6.3GPa和211.8GPa,M,C3(M=Cr,Fe或Ni) CrTiAIN陶瓷层与钢基体层之间的结合强度，对提 扩散相和Cr,C,硬芯相的纳米硬度和弹性模量分别 高材料的磨损性能有利1).同理，本研究相界面间 为16.7GPa、18.2GPa和291.8GPa、352.6GPa.由 的梯度分布结构在一定程度上减少了基体相与硬芯 此，与Ni3Al合金中的基体相比较，CrC2/Ni3Al复 相之间的参数失配程度，增大了基体相与硬芯相之 合材料中基体相的纳米硬度值较大.分析认为，复 间的结合强度，也有利于提高复合材料的耐磨性 合材料中Cr3C2颗粒和Ni3A1颗粒在热等静压制备 图4给出了Ni3Al合金和Cr3C2/Ni3Al复合材料的傅丽华等: Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料耐磨性提高的机制分析 1 mm,频率 50 Hz,磨损时间 60 min,干摩擦. 每种 样品分别进行 4 ~ 5 次平行实验,取平均值进行 分析. 利用 HRS150 洛 氏 硬 度 仪 对 Ni 3Al 合 金 和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料进行宏观硬度测试,载荷为 150 kg. 在 载 荷 为 10 mN 的 条 件 下, 采 用 Nano Indenter鄄G200 纳米压痕测试仪分析了 Ni 3Al 合金 和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料中各组成相的纳米硬度. 摩擦磨损实验后,在试样磨损次表面层按指定路 径进行了一系列纳米压痕测试,载荷为 300 mN,测 试路径为:距离磨损表面 10 滋m 处作为第一个测 试点;逐步向样品内部平移,并选择相邻间隔 30 滋m 作为测试点,依次得到第 2 ~ 6 个测试点;平移 间隔增大为 50 滋m 时,测得第 7 ~ 9 个测试点;最后 相邻间隔设为 100 滋m,继续测试 3 个位置点. 2 结果与讨论 2郾 1 微观组织及硬度分析 图 2 所示的是热等静压 Ni 3Al 合金和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料的微观组织形貌. 热等静压 Ni 3Al 合金主要由 Ni 3Al 基体相和 Ni 第二相组成;而热等 静压 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料中主要包括 Ni 3Al 基体 相、M7C3 (M = Cr, Fe 或 Ni)扩散相和 Cr3C2 硬芯相 三个组成相. 由此可见, 热等静压制备过程中, Ni 3Al 合金和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料中的组织都发 生了演变,形成了多相微观组织. 至于上述组织结 构的具体演变过程,已在文献[14鄄鄄15]中分析了,不 再累述. 图 2 Ni3Al 合金和 Cr3C2 / Ni3Al 复合材料的微观组织. (a) Ni3Al 合金;(b) Cr3C2 / Ni3Al 复合材料 Fig. 2 Microstructure of Ni3Al鄄alloy and Cr3C2 / Ni3Al composites: (a) Ni3Al鄄alloy;(b) Cr3C2 / Ni3Al composites 图 3 所示的是 Ni 3Al 合金和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合 材料中各组成相纳米硬度测试的加载和卸载曲线. Ni 3Al 合金中 Ni 第二相的加载卸载曲线位于基体相 加载卸载曲线右侧;在 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料中,从 基体相、扩散相到硬芯相,其对应的加载卸载曲线逐 渐向左移动. 对图 3 的加载卸载曲线进行拟合, Ni 3Al 合金和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料中各组成相纳 米硬度测试时的最大压痕深度、纳米硬度以及弹性 模量如表 1 所示. Ni 3Al 合金中基体相和第二相的 纳米硬度值分别为 5郾 3 GPa 和 3郾 1 GPa,与相关文献 的结果(5郾 6 GPa 和 2郾 2 GPa)相当[16] . Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料中,Ni 3Al 基体相的纳米硬度和弹性模量分 别为 6郾 3 GPa 和 211郾 8 GPa,M7C3 (M = Cr, Fe 或 Ni) 扩散相和 Cr3C2 硬芯相的纳米硬度和弹性模量分别 为 16郾 7 GPa、18郾 2 GPa 和 291郾 8 GPa、352郾 6 GPa. 由 此,与 Ni 3Al 合金中的基体相比较,Cr3C2 / Ni 3Al 复 合材料中基体相的纳米硬度值较大. 分析认为,复 合材料中 Cr3C2 颗粒和 Ni 3Al 颗粒在热等静压制备 过程中发生了元素互扩散作用,其中碳化物中的 Cr 等元素部分扩散到了 Ni 3Al 基体中. 相关工作表明, Cr 原子固溶于 Ni 3Al 晶体中,会导致 Ni 3Al 晶格发 生畸 变, 使 Ni 3Al 合 金 发 生 固 溶 强 化, 硬 度 提 高[15,17] . 另一方面,Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料中的纳米 硬度和弹性模量由基体相、扩散相到硬芯相是逐渐 增大的,呈现出梯度变化. Ge 等制备了 CrTiAlN/ 氮 化层/ 钢基体多层结构材料,实验结果表明该材料的 硬度从 CrTiAlN 陶瓷层到钢基体呈梯度变化. 这种 梯度结构减少了 CrTiAlN 陶瓷层与钢基体层之间的 参数失配程度,降低了 CrTiAlN 陶瓷层中的残余应 力,减少了陶瓷层中裂纹形成和扩展的风险,增大了 CrTiAlN 陶瓷层与钢基体层之间的结合强度,对提 高材料的磨损性能有利[18] . 同理,本研究相界面间 的梯度分布结构在一定程度上减少了基体相与硬芯 相之间的参数失配程度,增大了基体相与硬芯相之 间的结合强度,也有利于提高复合材料的耐磨性. 图 4 给出了 Ni 3Al 合金和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料的 ·119·