工程科学学报，第41卷，第1期：117-123,2019年1月 Chinese Journal of Engineering,Vol.41,No.I:117-123,January 2019 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2019.01.013;http://journals.ustb.edu.cn CrC2/Ni3Al复合材料耐磨性提高的机制分析 傅丽华12)，韩伟2)，赵琳2)四，周孟)，李长海4)，田志凌2) 1)河南科技大学材料摩擦学重点实验室，洛阳4710032)钢铁研究总院，北京100081 3)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000834)查尔姆斯理工大学材料与制造技术学院，哥德堡SE41296 ☒通信作者，E-mail:hhnds(@aliyun.com 摘要为了探讨Cr,C2强化相提高Cr,C,NiAI复合材料耐磨性的机制，本文采用热等静压技术制备了Ni,Al合金和 CrC2/Ni,Al复合材料，借助纳米压痕仪对Ni,Al合金和Cr,C,/NiA复合材料中各组成相的力学性能进行了表征，利用销-盘 式摩擦磨损试验机研究了热等静压NiA1合金和Cr,C,/Ni,A!复合材料的耐磨性能，并结合扫描电子显微镜和纳米压痕仪分 析了材料磨损表面形貌和磨损次表面层硬度变化.结果表明，Cr,C2的添加提高了复合材料基体的硬度，C,C,/Ni,A1复合材 料中各组成相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，有利于提高C,C2/N,A1复 合材料的耐磨性.在本研究实验条件下，Ni,Al合金和C,C2Ni,A1复合材料表面的磨损形式主要为磨粒磨损，CCz/Ni,Al复 合材料表现出更加优异的耐磨性能.C:,C,/N,A!复合材料耐磨性能的提高主要跟碳化物强化相阻断磨粒切削、减弱摩擦副 间相互作用、碱小加工硬化层厚度、磨粒尺寸等因素有关 关键词复合材料；CmC2强化相；Ni,A基：耐磨性能；机制分析 分类号TB333 Wear mechanism of Cr C2/Ni,Al composites showing excellent wear resistance FUli-hua2》,HAN Wei2,ZHA0Lin),ZHOU Meng》,山Chang-ha,TIAN Zhi-ling》 1)Key Laboratory of Material Tribology,Henan University of Science and Technology,Luoyang 471003,China 2)Central Iron and Steel Research Institute,Beijing 100081,China 3)School of Material Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 4)Department of Materials and Manufacturing Technology,Chalmers University of Technology,Goteborg SE412 96,Sweden Corresponding author,E-mail:hhnds@aliyun.com ABSTRACT The Ni,Al intermetallic compound is considered an excellent wear-resistant material.The addition of Cr,Caparticles can further improve the wear resistance of Ni,Al-based alloys.In order to elucidate the wear mechanism of CrC/Ni Al composites im- proved by the CrC strengthening phase,Ni,Al-alloy and Cr Ca/Ni,Al composites were prepared by the hot isostatic pressing process in this study.The mechanical properties and wear resistance of each phase in the Ni,Al-alloy and CrC/Ni,Al composites were investi- gated using a nano-indentation instrument and a pin-on-disk friction and wear tester,respectively.The worn surface morphologies and the hardness of the subsurface layer under the worn surfaces of the Ni,Al-alloy and Cr,C2/Ni,Al composites were determined by a scan- ning electron microscopy (SEM)and a nano-indentation instrument.The results indicate that the hardness of the matrix phase in the CrC/Ni,Al composites is significantly improved by the addition of CrC particles.The nano-hardness and the elastic modulus of each phase in the CraC/Ni Al composites gradually increase from matrix phase through diffusion phase to hard core phase.The mechanical properties between the matrix,diffusion,and hard core phases in the CrC/Ni,Al composites present a gradient transition.This kind of structure distribution is good for enhancing the wear resistance of Cr C2/Ni,Al composite materials.As for friction and wear condi- tions in this study,abrasive wear was the dominant wear mechanism,which occurred on the surfaces of the Ni,Al-alloy and Cr,C,/ 收稿日期：2017-12-10 基金项目：国家国际科技合作专项资助项目(2015DFA50970)
工程科学学报,第 41 卷,第 1 期:117鄄鄄123,2019 年 1 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 41, No. 1: 117鄄鄄123, January 2019 DOI: 10. 13374 / j. issn2095鄄鄄9389. 2019. 01. 013; http: / / journals. ustb. edu. cn Cr 3 C2 / Ni 3 Al 复合材料耐磨性提高的机制分析 傅丽华1,2) , 韩 伟2) , 赵 琳2) 苣 , 周 孟3) , 李长海4) , 田志凌2) 1) 河南科技大学材料摩擦学重点实验室, 洛阳 471003 2) 钢铁研究总院, 北京 100081 3) 北京科技大学材料科学与工程学院, 北京 100083 4) 查尔姆斯理工大学材料与制造技术学院, 哥德堡 SE鄄412 96 苣 通信作者, E鄄mail: hhnds@ aliyun. com 摘 要 为了探讨 Cr3C2 强化相提高 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料耐磨性的机制,本文采用热等静压技术制备了 Ni 3Al 合金和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料,借助纳米压痕仪对 Ni 3Al 合金和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料中各组成相的力学性能进行了表征,利用销鄄鄄盘 式摩擦磨损试验机研究了热等静压 Ni 3Al 合金和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料的耐磨性能,并结合扫描电子显微镜和纳米压痕仪分 析了材料磨损表面形貌和磨损次表面层硬度变化. 结果表明,Cr3C2 的添加提高了复合材料基体的硬度,Cr3C2 / Ni 3Al 复合材 料中各组成相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,有利于提高 Cr3C2 / Ni 3Al 复 合材料的耐磨性. 在本研究实验条件下,Ni 3Al 合金和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料表面的磨损形式主要为磨粒磨损,Cr3C2 / Ni 3Al 复 合材料表现出更加优异的耐磨性能. Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料耐磨性能的提高主要跟碳化物强化相阻断磨粒切削、减弱摩擦副 间相互作用、减小加工硬化层厚度、磨粒尺寸等因素有关. 关键词 复合材料; Cr3C2 强化相; Ni 3Al 基;耐磨性能; 机制分析 分类号 TB333 收稿日期: 2017鄄鄄12鄄鄄10 基金项目: 国家国际科技合作专项资助项目(2015DFA50970) Wear mechanism of Cr3C2 / Ni 3Al composites showing excellent wear resistance FU Li鄄hua 1, 2) , HAN Wei 2) , ZHAO Lin 2) 苣 , ZHOU Meng 3) , LI Chang鄄hai 4) , TIAN Zhi鄄ling 2) 1) Key Laboratory of Material Tribology, Henan University of Science and Technology, Luoyang 471003, China 2) Central Iron and Steel Research Institute, Beijing 100081, China 3) School of Material Science and Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 4) Department of Materials and Manufacturing Technology, Chalmers University of Technology,Goteborg SE鄄412 96, Sweden 苣 Corresponding author, E鄄mail: hhnds@ aliyun. com ABSTRACT The Ni 3Al intermetallic compound is considered an excellent wear鄄resistant material. The addition of Cr3C2 particles can further improve the wear resistance of Ni 3Al鄄based alloys. In order to elucidate the wear mechanism of Cr3C2 / Ni 3Al composites im鄄 proved by the Cr3C2 strengthening phase, Ni 3Al鄄alloy and Cr3C2 / Ni 3Al composites were prepared by the hot isostatic pressing process in this study. The mechanical properties and wear resistance of each phase in the Ni 3Al鄄alloy and Cr3C2 / Ni 3Al composites were investi鄄 gated using a nano鄄indentation instrument and a pin鄄on鄄disk friction and wear tester, respectively. The worn surface morphologies and the hardness of the subsurface layer under the worn surfaces of the Ni 3Al鄄alloy and Cr3C2 / Ni 3Al composites were determined by a scan鄄 ning electron microscopy (SEM) and a nano鄄indentation instrument. The results indicate that the hardness of the matrix phase in the Cr3C2 / Ni 3Al composites is significantly improved by the addition of Cr3C2 particles. The nano鄄hardness and the elastic modulus of each phase in the Cr3C2 / Ni 3Al composites gradually increase from matrix phase through diffusion phase to hard core phase. The mechanical properties between the matrix, diffusion, and hard core phases in the Cr3C2 / Ni 3Al composites present a gradient transition. This kind of structure distribution is good for enhancing the wear resistance of Cr3C2 / Ni 3Al composite materials. As for friction and wear condi鄄 tions in this study, abrasive wear was the dominant wear mechanism, which occurred on the surfaces of the Ni 3Al鄄alloy and Cr3C2 /
·118… 工程科学学报，第41卷，第1期 Ni,Al composites.The CrC2/Ni,Al composites showed a good wear resistant property.The carbide-strengthening phase can block up the cutting action of the wear debris,reduce the interaction between the wear materials,and decrease the thickness of the subsurface layer and the size of the wear debris,resulting in improved wear resistance of CrC,/Ni Al composites. KEY WORDS composites;Cr,C2 strengthen phase;Ni,Al-based;wear resistance;mechanism analysis 与传统金属材料比较，Ni,A1金属间化合物具有 制，Cr3C2相明显提高了材料的硬度，改善了材料的 高熔点、高强度、优异的抗腐蚀性能和高温力学性能 耐磨性能.Zhu等1)分析了铬碳化物含量对Ni,Al 等特点，在高温工程领域获得了广泛关注-].此 基复合材料耐磨性能的影响，当铬碳化物添加量 外，Ni,A1金属间化合物在600~900℃温度范围内， 在一定范围内时，Ni3A1基复合材料耐磨性能明显 其强度随着温度的升高而增大，即具备强度-温度 提高.然而，尽管上述研究指出了CrC,/Ni,Al复 反常特性].因此，在多种高温耐磨组件（比如：航 合材料具有良好的耐磨性能，但在Cr,C2强化相提 空发动中的涡轮叶片、柴油发动机中的转子等)中， 高复合材料耐磨机制方面的研究还不够深入和 Ni,Al金属间化合物被认为是一种很有潜力的新型 全面 耐磨材料4).为了适应更加苛刻条件下的使用需 因此，本文采用热等静压工艺分别制备了Ni,Al 求，通常在Ni,A合金中添加硬质第二相(TiC、 合金和CrC,/Ni3Al复合材料，研究了Ni3Al合金和 ZO2、CrC2、WC和SiC),制备Ni3Al基复合材 Cr,C2/Ni3Al复合材料的室温磨损性能，深入分析了 料3，s-6).相关研究表明，由于CC2具有良好的热 Cr,C,强化相提高复合材料耐磨性能的机制. 硬度、耐氧化和耐磨损性，与N3A1润湿性良好，因 1实验部分 而将Cr,C,颗粒作为理想的强化相添加到Ni3Al合 采用Ni3Al合金粉末（粒径40~100m)和 金中，得到CrC,/NiAl复合材料，能够显著提高材 Cr3C2颗粒（粒径约为20um)作为原材料，利用热 料的耐磨性能[-o] 等静压工艺分别制备了Ni3A合金和Cr,C2体积 近年来，相关科研人员在CrC,/Ni,Al复合材 分数为6%的CrC,/Ni3Al复合材料，其中Ni3Al合 料摩擦磨损方面开展了一些研究工作.李尚平 金粉末和Cr3C2颗粒的微观形貌如图1所示.借 等川研究了Cr,C,Ni,Al复合堆焊层的室温摩擦磨 助NOVA NANOSEM450场发射扫描电镜分析了 损性能，Cr,C,/Ni3A1复合堆焊层耐磨性能优于传统 NiAl合金和Cr3C2/Ni3Al复合材料的微观组织. 耐磨材料Stellite12合金，碳化物尺寸、含量及碳化 利用Optimal SRV®4多功能摩擦磨损试验机，对 物与基材间结合性能是Cr,C,/Ni3Al复合堆焊层耐 NiAl合金和Cr3C2/NiAl复合材料开展了销-盘 磨性能的重要影响因素.Du等]采用火焰喷涂和 式摩擦磨损实验，NiAl合金和CrC2/NiAl复合 等离子喷涂技术制备了Ni,Al-Cr,C,复合涂层，对 材料为销（尺寸为14mm×3mm×2mm),灰铸铁 其室温干摩擦磨损性能进行了研究，结果表明这两 HT200为对磨盘（尺寸为中24mm×7.88mm).摩 种材料在磨损过程中主要发生了塑性变形和剥离机 擦磨损实验过程中，实验参数为载荷48N,冲程 a b 100um 15 um 图1粉末材料微观形貌：(a)Ni,Al合金粉末：(b)Cr3C,颗粒 Fig.1 Morphologies of powder materials:(a)Ni Al-alloy powders;(b)CraC2 particles
工程科学学报,第 41 卷,第 1 期 Ni 3Al composites. The Cr3C2 / Ni 3Al composites showed a good wear resistant property. The carbide鄄strengthening phase can block up the cutting action of the wear debris, reduce the interaction between the wear materials, and decrease the thickness of the subsurface layer and the size of the wear debris, resulting in improved wear resistance of Cr3C2 / Ni 3Al composites. KEY WORDS composites; Cr3C2 strengthen phase; Ni 3Al鄄based; wear resistance; mechanism analysis 与传统金属材料比较,Ni 3Al 金属间化合物具有 高熔点、高强度、优异的抗腐蚀性能和高温力学性能 等特点,在高温工程领域获得了广泛关注[1鄄鄄2] . 此 外,Ni 3Al 金属间化合物在 600 ~ 900 益温度范围内, 其强度随着温度的升高而增大,即具备强度鄄鄄 温度 反常特性[3] . 因此,在多种高温耐磨组件(比如:航 空发动中的涡轮叶片、柴油发动机中的转子等)中, Ni 3Al 金属间化合物被认为是一种很有潜力的新型 耐磨材料[4] . 为了适应更加苛刻条件下的使用需 求,通常 在 Ni 3Al 合 金 中 添 加 硬 质 第 二 相 ( TiC、 ZrO2 、Cr3C2 、 WC 和 SiC), 制 备 Ni 3Al 基 复 合 材 料[3, 5鄄鄄6] . 相关研究表明,由于 Cr3C2 具有良好的热 硬度、耐氧化和耐磨损性,与 Ni 3Al 润湿性良好,因 而将 Cr3C2 颗粒作为理想的强化相添加到 Ni 3Al 合 金中,得到 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料,能够显著提高材 料的耐磨性能[7鄄鄄10] . 图 1 粉末材料微观形貌:(a) Ni3Al 合金粉末;(b) Cr3C2 颗粒 Fig. 1 Morphologies of powder materials: (a) Ni3Al鄄alloy powders; (b) Cr3C2 particles 近年来,相关科研人员在 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材 料摩擦磨损方面开展了一些研究工作. 李尚平 等[11]研究了 Cr3C2 / Ni 3Al 复合堆焊层的室温摩擦磨 损性能,Cr3C2 / Ni 3Al 复合堆焊层耐磨性能优于传统 耐磨材料 Stellite 12 合金,碳化物尺寸、含量及碳化 物与基材间结合性能是 Cr3C2 / Ni 3Al 复合堆焊层耐 磨性能的重要影响因素. Du 等[12] 采用火焰喷涂和 等离子喷涂技术制备了 Ni 3Al鄄鄄 Cr3C2 复合涂层,对 其室温干摩擦磨损性能进行了研究,结果表明这两 种材料在磨损过程中主要发生了塑性变形和剥离机 制,Cr3C2 相明显提高了材料的硬度,改善了材料的 耐磨性能. Zhu 等[13] 分析了铬碳化物含量对 Ni 3Al 基复合材料耐磨性能的影响,当铬碳化物添加量 在一定范围内时,Ni 3Al 基复合材料耐磨性能明显 提高. 然而,尽管上述研究指出了 Cr3C2 / Ni 3Al 复 合材料具有良好的耐磨性能,但在 Cr3C2 强化相提 高复合材料耐磨机制方面的研究还不够深入和 全面. 因此,本文采用热等静压工艺分别制备了 Ni 3Al 合金和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料,研究了 Ni 3Al 合金和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料的室温磨损性能,深入分析了 Cr3C2 强化相提高复合材料耐磨性能的机制. 1 实验部分 采用 Ni 3Al 合金粉末( 粒径 40 ~ 100 滋m) 和 Cr3C2 颗粒(粒径约为 20 滋m) 作为原材料,利用热 等静压工艺分别制备了 Ni 3Al 合金和 Cr3C2 体积 分数为 6% 的 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料,其中 Ni 3Al 合 金粉末和 Cr3C2 颗粒的微观形貌如图 1 所示. 借 助 NOVA NANOSEM 450 场发射扫描电镜分析了 Ni 3Al 合金和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料的微观组织. 利用 Optimal SRV 襆 4 多功能摩擦磨损试验机,对 Ni 3Al 合金和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料开展了销鄄鄄 盘 式摩擦磨损实验,Ni 3Al 合金和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合 材料为销(尺寸为 14 mm 伊 3 mm 伊 2 mm) ,灰铸铁 HT200 为对磨盘(尺寸为 准24 mm 伊 7郾 88 mm) . 摩 擦磨损实验过程中,实验参数为载荷 48 N,冲程 ·118·
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·
·120. 工程科学学报，第41卷，第1期 洛氏硬度.Ni,Al合金的洛氏硬度值约为43HRC, 2.2磨损性能及磨损机制分析 Cr,C,/Ni3Al复合材料的洛氏硬度值高于Ni,Al合 图4给出了Ni,Al合金和CrC,/NiA复合材 金的洛氏硬度值，约为48HRC,即CxC2颗粒的添 料摩擦磨损后的体积磨损量.在本研究实验条件 加提高了复合材料的整体硬度. 下，Ni,Al合金的体积磨损量约为0.78mm3,而 Ni CrC,体积分数为6%的CrC,/Ni,Al复合材料的体 12 Ni,Al (Ni.Al合金) Ni,AlCr,C,/Ni,A1复合材料) 积磨损量约为0.33mm3,添加少量Cr,C2强化相能 M.C: 够明显提高Cr3C,/Ni3A1复合材料的耐磨性.对 CrC生 Ni,Al合金和CrC,Ni,Al复合材料磨损后的表面 形貌进行观察，结果如图5所示.由图5可知，在摩 擦磨损过程中，Ni3Al合金和Cr3C2/Ni3A复合材料 表面发生了典型的磨粒磨损现象.NiAl合金表面 发生磨粒磨损之后留下的划痕深而宽，而CrC,/ Ni,A1复合材料表面的划痕明显变浅变小，且划痕变 0.07 0.14 0.21 0.28 0.35 位移μm 得不连续.这是由于Cr,C2/Ni,Al复合材料微观组 图3Ni4Al合金和Cr3C,/NiAl复合材料中各组成相纳米硬度 织中均匀分布着碳化物强化相，而碳化物强化相微 测试的加载卸载曲线 突体能把摩擦副相互隔开，一定程度上减少了摩擦 Fig.3 Loading and unloading curves of nanoindentation measure- 副间的直接相互作用.另外，碳化物强化相的硬度 ment for different constitution phases in the Nia Al-alloy and CraC2/ 较高，在磨粒切削过程中，其能与磨粒发生撞击，阻 Nis Al composites 60 1.2 表1Ni3Al合金和Cr3C2/NiA1复合材料中各组成相的纳米压痕 结果 0.9 Table 1 Nanoindentation measurement results of different constitution phases in the Ni Al-alloy and CraC2/Ni;Al composites 30 0.6 最大深度 纳米硬度， 弹性模量， 材料 相组成 h/μm H/GPa E/GPa 15 第二相 0.315 NiA合金 3.14 160.89 基材相 0.265 5.32 197.58 Ni,Al Cr C/Ni,Al Ni,Al Cr C/Ni,Al 合金复合材料 合金复合材料 硬芯相 0.149 18.24 352.60 材料 CraC2/Ni:Al 图4Ni4Al合金和Cr3C2/Ni,Al复合材料的硬度和磨损量结果 扩散相 0.158 16.73 复合材料 291.76 Fig.4 Hardness and volume loss of the Ni;Al-alloy and Cr,C2/ 基材相 0.240 6.34 211.81 Ni:Al composites 图5NiAl合金和CrC2/Ni,A1复合材料磨损表面形貌.(a)NiA合金：(b)CrC2/Ni3Al复合材料 Fig.5 Morphologies of the worn surface of the Nis Al-alloy and Cr C2/Ni:Al composites:(a)Ni,Al-alloy;(b)Cr C/Ni Al composites
工程科学学报,第 41 卷,第 1 期 洛氏硬度. Ni 3Al 合金的洛氏硬度值约为 43 HRC, Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料的洛氏硬度值高于 Ni 3Al 合 金的洛氏硬度值,约为 48 HRC,即 Cr3C2 颗粒的添 加提高了复合材料的整体硬度. 图 3 Ni3Al 合金和 Cr3C2 / Ni3Al 复合材料中各组成相纳米硬度 测试的加载卸载曲线 Fig. 3 Loading and unloading curves of nanoindentation measure鄄 ment for different constitution phases in the Ni3Al鄄alloy and Cr3C2 / Ni3Al composites 表 1 Ni3Al 合金和 Cr3C2 / Ni3Al 复合材料中各组成相的纳米压痕 结果 Table 1 Nanoindentation measurement results of different constitution phases in the Ni3Al鄄alloy and Cr3C2 / Ni3Al composites 材料 相组成 最大深度, h / 滋m 纳米硬度, H/ GPa 弹性模量, E/ GPa Ni3Al 合金 第二相 0郾 315 3郾 14 160郾 89 基材相 0郾 265 5郾 32 197郾 58 Cr3C2 / Ni3Al 硬芯相 0郾 149 18郾 24 352郾 60 复合材料 扩散相 0郾 158 16郾 73 291郾 76 基材相 0郾 240 6郾 34 211郾 81 图 5 Ni3Al 合金和 Cr3C2 / Ni3Al 复合材料磨损表面形貌. (a) Ni3Al 合金;(b) Cr3C2 / Ni3Al 复合材料 Fig. 5 Morphologies of the worn surface of the Ni3Al鄄alloy and Cr3C2 / Ni3Al composites: (a) Ni3Al鄄alloy; (b) Cr3C2 / Ni3Al composites 2郾 2 磨损性能及磨损机制分析 图 4 给出了 Ni 3Al 合金和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材 料摩擦磨损后的体积磨损量. 在本研究实验条件 下,Ni 3Al 合 金 的 体 积 磨 损 量 约 为 0郾 78 mm 3 , 而 Cr3C2 体积分数为 6% 的 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料的体 积磨损量约为 0郾 33 mm 3 ,添加少量 Cr3C2 强化相能 够明显提高 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料的耐磨性. 对 Ni 3Al 合金和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料磨损后的表面 形貌进行观察,结果如图 5 所示. 由图 5 可知,在摩 擦磨损过程中,Ni 3Al 合金和 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料 表面发生了典型的磨粒磨损现象. Ni 3Al 合金表面 发生磨粒磨损之后留下的划痕深而宽,而 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料表面的划痕明显变浅变小,且划痕变 得不连续. 这是由于 Cr3C2 / Ni 3Al 复合材料微观组 织中均匀分布着碳化物强化相,而碳化物强化相微 突体能把摩擦副相互隔开,一定程度上减少了摩擦 副间的直接相互作用. 另外,碳化物强化相的硬度 较高,在磨粒切削过程中,其能与磨粒发生撞击,阻 图 4 Ni3Al 合金和 Cr3C2 / Ni3Al 复合材料的硬度和磨损量结果 Fig. 4 Hardness and volume loss of the Ni3Al鄄alloy and Cr3C2 / Ni3Al composites ·120·
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·