傅丽华等：Cr,C,/Ni3A1复合材料耐磨性提高的机制分析 121· 断磨粒切削作用.因此，Cr,C,/Ni,A复合材料表面 的磨痕变浅变小，变得不连续，使其磨损程度降低. H=+Aep(-言) (1) 为了更深入分析Cr,C,/Ni,Al复合材料耐磨性 式中，A和B是实验常数，x是距离磨损表面的位 能提高的机制，还借助纳米压痕技术对Ni,Al合金 移，H。是未受变形影响的材料内部硬度值，H是距 和CrC2/Ni3Al复合材料磨损后的次表面层进行了 离磨损表面x处的硬度值.参考相关工作]，本 一系列的纳米压痕测试.图6所示的是Ni,Al合金 文定义拟合曲线上硬度值增加5%（△H。.s)的位 和Cr,C,/Ni,Al复合材料磨损次表面层纳米压痕测 置为加工硬化层开始的位置.拟合结果表明， 试的路径，图7所示的是NiAl合金和CrC,/Ni3Al NiAl合金磨损后形成的加工硬度层厚度约为 复合材料磨损次表面层的纳米硬度值.Ni,A!合金 35m,而CrC2/Ni3Al复合材料磨损后形成的加 和C,C,/Ni,Al复合材料其磨损近表面处的硬度较 工硬化层厚度约为19m(如图7中虚线所标记). 高随着测试点向材料内部移动，其对应位置的硬度 由此可见，Cr3C2/Ni3Al复合材料磨损之后形成的 逐渐降低，最后材料内部的硬度趋于稳定.显然， 加工硬化层厚度要小于Ni,A!合金磨损之后形成 Ni3Al合金和Cr,C,/Ni3Al复合材料进行摩擦磨损 的加工硬度层厚度.由于加工硬化层中存在一定 实验后，其次表面层发生了加工硬化，形成了一个硬 的残余应力和微裂纹，在后续磨损受力过程中，该 度呈梯度分布的加工硬化层.对Ni3Al合金和 加工硬化层中的微裂纹发生扩展，最后将导致这 CrC,/Ni3Al复合材料的纳米硬度测试值按着如下 一结构层以磨屑形式脱落，并作为磨粒对材料造 公式进行拟合[]，结果如图7中曲线所示 成磨损.因此，对于Cr3C,/Ni3A复合材料，磨损后 b 100m 100um 图6磨损次表面层纳米压痕测试路径.(a)NiAl合金：(b)Cr3C2/Ni3Al复合材料 Fig.6 Testing path of nano-hardness measurement on the subsurface layer:(a)Nig Al-alloy;(b)/Ni Al composites 形成的加工硬化层越薄，该加工硬化层最后脱落形 75 成的磨屑尺寸就越小.图8所示的磨屑微观形貌很 实验测试值(Ni,A1合金) ,拟合曲线(Ni,AI合金) 好地验证了上述结论.小尺寸磨屑将减少对材料的 0 实验测试值Cr,C,Ni,A复合材料) 拟合曲线Cr,Ci,A复合材料) 磨损程度，这也是Cr3C2/Ni3A1复合材料磨损程度 降低的另一个原因. 6 综上所述，对于碳化物强化相提高CrC,/Ni3Al 复合材料耐磨性能的机理主要包括以下三个方面： 第一，复合材料中的强化相微突体把摩擦副的接触 表面隔开，减少摩擦副之间的直接相互作用：第二， 35μm 复合材料中的强化相在磨损过程中与磨粒发生撞 150 300 450 600 击，阻断磨粒切削：第三，复合材料中强化相的添加， 距离磨损面位置小m 提高了材料的硬度，减小材料磨损后形成的加工硬 图7NiA合金和CrC2/Ni,A1复合材料磨损后加工硬化层纳 化层厚度，从而大幅减小磨屑尺寸.NiA1合金和 米硬度随距离的变化趋势图 Cr,C,/Ni3Al复合材料在摩擦磨损过程中发生磨粒 Fig.7 Nano-hardness versus surface distance in the work-ardened layer of the NiAl-alloy and/Ni Al composites 磨损过程的示意图如图9所示傅丽华等: Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料耐磨性提高的机制分析 断磨粒切削作用. 因此,Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料表面 的磨痕变浅变小,变得不连续,使其磨损程度降低. 为了更深入分析 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料耐磨性 能提高的机制,还借助纳米压痕技术对 Ni 3Al 合金 和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料磨损后的次表面层进行了 一系列的纳米压痕测试. 图 6 所示的是 Ni 3Al 合金 和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料磨损次表面层纳米压痕测 试的路径,图 7 所示的是 Ni 3Al 合金和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料磨损次表面层的纳米硬度值. Ni 3Al 合金 和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料其磨损近表面处的硬度较 高,随着测试点向材料内部移动,其对应位置的硬度 逐渐降低,最后材料内部的硬度趋于稳定. 显然, Ni 3Al 合金和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料进行摩擦磨损 实验后,其次表面层发生了加工硬化,形成了一个硬 度呈 梯 度 分 布 的 加 工 硬 化 层. 对 Ni 3Al 合 金 和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料的纳米硬度测试值按着如下 公式进行拟合[19] ,结果如图 7 中曲线所示. H = H0 + Aexp ( - x ) B (1) 式中,A 和 B 是实验常数,x 是距离磨损表面的位 移,H0是未受变形影响的材料内部硬度值,H 是距 离磨损表面 x 处的硬度值. 参考相关工作[19] ,本 文定义拟合曲线上硬度值增加 5% ( 驻H0郾 05 ) 的位 置为加 工 硬 化 层 开 始 的 位 置. 拟 合 结 果 表 明, Ni 3Al 合金 磨 损 后 形 成 的 加 工 硬 度 层 厚 度 约 为 35 滋m,而 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料磨损后形成的加 工硬化层厚度约为 19 滋m(如图 7 中虚线所标记) . 由此可见,Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料磨损之后形成的 加工硬化层厚度要小于 Ni 3Al 合金磨损之后形成 的加工硬度层厚度. 由于加工硬化层中存在一定 的残余应力和微裂纹,在后续磨损受力过程中,该 加工硬化层中的微裂纹发生扩展,最后将导致这 一结构层以磨屑形式脱落,并作为磨粒对材料造 成磨损. 因此,对于 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料,磨损后 图 6 磨损次表面层纳米压痕测试路径. (a) Ni3Al 合金;(b) Cr3C2 / Ni3Al 复合材料 Fig. 6 Testing path of nano鄄hardness measurement on the subsurface layer: (a) Ni3Al鄄alloy; (b) Cr3C2 / Ni3Al composites 图 7 Ni3Al 合金和 Cr3C2 / Ni3Al 复合材料磨损后加工硬化层纳 米硬度随距离的变化趋势图 Fig. 7 Nano鄄hardness versus surface distance in the work鄄ardened layer of the Ni3Al鄄alloy and Cr3C2 / Ni3Al composites 形成的加工硬化层越薄,该加工硬化层最后脱落形 成的磨屑尺寸就越小. 图 8 所示的磨屑微观形貌很 好地验证了上述结论. 小尺寸磨屑将减少对材料的 磨损程度,这也是 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料磨损程度 降低的另一个原因. 综上所述,对于碳化物强化相提高 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料耐磨性能的机理主要包括以下三个方面: 第一,复合材料中的强化相微突体把摩擦副的接触 表面隔开,减少摩擦副之间的直接相互作用;第二, 复合材料中的强化相在磨损过程中与磨粒发生撞 击,阻断磨粒切削;第三,复合材料中强化相的添加, 提高了材料的硬度,减小材料磨损后形成的加工硬 化层厚度,从而大幅减小磨屑尺寸. Ni 3Al 合金和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料在摩擦磨损过程中发生磨粒 磨损过程的示意图如图 9 所示. ·121·