工程科学学报，第38卷，第11期：1596-1602,2016年11月 Chinese Journal of Engineering,Vol.38,No.11:1596-1602,November 2016 D0l:10.13374/j.issn2095-9389.2016.11.013:http://journals.ustb.edu.cn 原位转化C/AL,0,陶瓷基复合材料的冲蚀磨损 赵赋，陈华辉四，任杰，王纯阳，马彪 中国矿业大学（北京）机电与信息工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:chh@cumtb.cdu.cn 摘要采用真空热压烧结技术制备原位转化C,/AL,O,复合材料，并在改装后的MSH型腐蚀磨损试验机上研究复合材料在 不同冲蚀角度和速度下的浆体冲蚀磨损性能.通过对试样冲蚀表面的形貌观察和分析，探讨复合材料的冲蚀磨损机理以及 纤维增韧对磨损过程的影响.试验结果表明：在大角度和较高速度的冲蚀条件下C,/Al,0,表现出较好的耐磨损性能，其磨损 机理主要为脆性材料受到反复冲击，表面产生脆性剥落.增韧纤维对冲蚀磨损性能的影响主要体现在材料产生裂纹后对基 体的桥连作用和对冲击功的吸收，抑制裂纹扩展，减少材料损失. 关键词陶瓷基复合材料：氧化铝陶瓷：碳纤维：浆体冲蚀：磨损机理 分类号TB332 Erosive wear of in-situ transformed carbon fiber toughened alumina ceramic composites ZHAO Fu,CHEN Hua-hui,REN Jie,WANG Chun-yang,MA Biao School of Mechanical Electronic and Information Engineering,China University of Mining and Technology (Beijing),Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:chh@cumtb.edu.en ABSTRACT An in-situ transformed carbon fiber toughened alumina ceramic matrix composite was prepared by vacuum hot pressure sintering technology,and the slurry erosion wear behaviour of the composite was tested at different impact angles and velocities on a modified MSH tester.The wear mechanism of the composite and the toughening effect of carbon fiber in the wear process were also analyzed by observing its erosion surface morphology.The results show that C/ALO exhibits a better wear resistance under the condi- tions of a larger impact angle and a higher impact velocity.The slurry erosion wear mechanism of C/AlO,is brittle spalling when the surface is repeatedly impacted.The effect of carbon fiber on the erosive wear is bridging the matrix and absorbing the impact energy after cracking.It can inhibit cracks from extending and reduce the loss of the composite. KEY WORDS ceramic matrix composites;alumina ceramics:carbon fiber:erosion:wear mechanisms 氧化铝陶瓷以优良的耐磨损、耐腐蚀性能、高性价复合材料具有高韧性、低密度、耐高温等诸多优点.研 比等特点☒，被广泛用于选煤重介质旋流器内衬和 究表明0-☒，增韧纤维和颗粒加入到氧化铝等陶瓷 矿山、石油输送管道内衬.陶瓷内衬材料的失效大中，可使其强韧性得到改善.陶瓷复合材料已在新能 部分是由于浆体冲蚀磨损的结果.浆体冲蚀磨损失效 源、航空航天等领域得到一定的应用3-.碳纤维是 在机械、能源等领域十分常见.随着设备的大型化和 一种高性能纤维，具有高的比强度和比模量，广泛用于 高速化，传统氧化铝陶瓷材料由于存在脆性较大的缺 复合材料的强化.但碳纤维脆性较大，在与基体粉末 点可，耐冲蚀磨损磨性能已不足以满足对生产的要求， 混合过程中碳纤维容易受到损伤而影响其增强增韧效 因此大大降低生产效率、缩短设备的使用寿命.在陶 果，因此本课题使用聚丙烯腈预氧化纤维原位转化生 瓷增韧方法6-)中，纤维增韧方式⑧)所制备的陶瓷基 成碳纤维增韧氧化铝陶瓷，减少制备过程中纤维的损 收稿日期：2016-02-29 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51275516)
工程科学学报，第 38 卷，第 11 期: 1596--1602，2016 年 11 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 38，No． 11: 1596--1602，November 2016 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2016． 11． 013; http: / /journals． ustb． edu． cn 原位转化 Cf /Al2 O3 陶瓷基复合材料的冲蚀磨损 赵 赋，陈华辉，任 杰，王纯阳，马 彪 中国矿业大学( 北京) 机电与信息工程学院，北京 100083 通信作者，E-mail: chh@ cumtb． edu． cn 摘 要 采用真空热压烧结技术制备原位转化 Cf /Al2O3 复合材料，并在改装后的 MSH 型腐蚀磨损试验机上研究复合材料在 不同冲蚀角度和速度下的浆体冲蚀磨损性能． 通过对试样冲蚀表面的形貌观察和分析，探讨复合材料的冲蚀磨损机理以及 纤维增韧对磨损过程的影响． 试验结果表明: 在大角度和较高速度的冲蚀条件下 Cf /Al2O3 表现出较好的耐磨损性能，其磨损 机理主要为脆性材料受到反复冲击，表面产生脆性剥落． 增韧纤维对冲蚀磨损性能的影响主要体现在材料产生裂纹后对基 体的桥连作用和对冲击功的吸收，抑制裂纹扩展，减少材料损失． 关键词 陶瓷基复合材料; 氧化铝陶瓷; 碳纤维; 浆体冲蚀; 磨损机理 分类号 TB332 收稿日期: 2016--02--29 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 51275516) Erosive wear of in-situ transformed carbon fiber toughened alumina ceramic composites ZHAO Fu，CHEN Hua-hui ，ＲEN Jie，WANG Chun-yang，MA Biao School of Mechanical Electronic and Information Engineering，China University of Mining and Technology ( Beijing) ，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: chh@ cumtb． edu． cn ABSTＲACT An in-situ transformed carbon fiber toughened alumina ceramic matrix composite was prepared by vacuum hot pressure sintering technology，and the slurry erosion wear behaviour of the composite was tested at different impact angles and velocities on a modified MSH tester． The wear mechanism of the composite and the toughening effect of carbon fiber in the wear process were also analyzed by observing its erosion surface morphology． The results show that Cf /Al2O exhibits a better wear resistance under the conditions of a larger impact angle and a higher impact velocity． The slurry erosion wear mechanism of Cf /Al2O3 is brittle spalling when the surface is repeatedly impacted． The effect of carbon fiber on the erosive wear is bridging the matrix and absorbing the impact energy after cracking． It can inhibit cracks from extending and reduce the loss of the composite． KEY WOＲDS ceramic matrix composites; alumina ceramics; carbon fiber; erosion; wear mechanisms 氧化铝陶瓷以优良的耐磨损、耐腐蚀性能、高性价 比等特点［1--2］，被广泛用于选煤重介质旋流器内衬和 矿山、石油输送管道内衬［3--4］． 陶瓷内衬材料的失效大 部分是由于浆体冲蚀磨损的结果． 浆体冲蚀磨损失效 在机械、能源等领域十分常见． 随着设备的大型化和 高速化，传统氧化铝陶瓷材料由于存在脆性较大的缺 点［5］，耐冲蚀磨损磨性能已不足以满足对生产的要求， 因此大大降低生产效率、缩短设备的使用寿命． 在陶 瓷增韧方法［6--7］中，纤维增韧方式［8--9］所制备的陶瓷基 复合材料具有高韧性、低密度、耐高温等诸多优点． 研 究表明［10--12］，增韧纤维和颗粒加入到氧化铝等陶瓷 中，可使其强韧性得到改善． 陶瓷复合材料已在新能 源、航空航天等领域得到一定的应用［13--14］． 碳纤维是 一种高性能纤维，具有高的比强度和比模量，广泛用于 复合材料的强化． 但碳纤维脆性较大，在与基体粉末 混合过程中碳纤维容易受到损伤而影响其增强增韧效 果，因此本课题使用聚丙烯腈预氧化纤维原位转化生 成碳纤维增韧氧化铝陶瓷，减少制备过程中纤维的损
赵赋等：原位转化C/A,O,陶瓷基复合材料的冲蚀磨损 ·1597· 伤，同时可降低复合材料的制备成本.前期实验结果 1800 70 证明-，采用真空热压烧结工艺可以制备原位生成 1600 -0一温度 碳纤维，并对氧化铝陶瓷基体起到良好的增韧效果 1400 一一压强 60 对于碳纤维增韧陶瓷复合材料虽然在摩擦磨损领域， 1200 50 尤其是滑动磨损方面，进行了大量的研究叨，但对浆 1000 体冲蚀磨损的研究还较少.本文通过对碳纤维原位 800 增韧氧化铝陶瓷基复合材料(C,/L,O,)进行冲蚀磨 600 损性能研究，探讨该复合材料的冲蚀磨损性能和磨 400 20 损机理，同时分析增韧纤维在冲蚀磨损过程中所起 200 10 的作用，为该陶瓷基耐磨复合材料制备工艺的改进 60 提供参考和试验数据，并指导原位转化C/AL,03复 120180 240 300 0 时间/min 合材料的应用 图2C/A山20：热压烧结工艺的温度制度和压力制度 1试验部分 Fig.2 Temperature and pressure of the hot-pressing sintering tech- nique for Cr/Al2O3 1.1试验材料 C,/AL,O3复合材料的制备流程如图1所示.通过 乎没有剥落，除了少量的团聚现象，大多能在基体上 前期试验结果5-a,选用纯度99.8%以上的2000目 均匀分布，与基体在界面处结合也较为紧密；AL,O Al,0,粉末作为基体材料，选定密度1.4g·cm3、长度 陶瓷基体颗粒之间结合较好，但在基体内部分布着 3~5mm、体积分数20%的聚丙烯腈(PAN)预氧化纤 大量的气孔，致密度不高.试验通过冲蚀磨损试验 维作为先驱纤维，同时加入体积分数3%的Ca0Mg0- 对两种材料的磨损性能进行测定，并分析其磨损 SO,系助熔剂.通过纤维分散、混料球磨后，采用上海 机理 晨华有限公司生产的ZT(Y)型真空热压烧结炉在一 表1试验材料的各项性能 定温度制度和压力制度下原位转化生成碳纤维增韧氧 Table 1 Properties of the tested materials 化铝陶瓷基复合材料.复合材料热压烧结工艺的温度 显微硬度/ 密度1 断裂韧性/ 材料 制度与压力制度如图2所示 (kN.mm-2) (g.cm-3) (MPa.m2) Al203 16.7 3.6 4.8 温度制度 顶氧化纤维分散下艺 C/Al2 O 15.2 3.7 6.3 混粉 热压 原位转化 AL0粉木 工艺 烧结 C/ALO, 1.2冲蚀磨损试验 GaO-Mg0-SiO,系助熔剂 采用MSH腐蚀磨损试验机进行试验，并根据实际 压力制度 工况与被测材料特性，对标准试样的尺寸以及装卡方 图1复合材料制备工艺流程图 式进行改进，从原本的棒状样改为块样，同时设计卡槽 Fig.1 Flow chart of the preparation process for the composites 对非冲蚀表面进行包裹，使用调节装置改变冲蚀角度 选用A1,03陶瓷作为对比材料.A1,03陶瓷是应 磨损试验机及自制卡具结构如图4所示.通过初步探 用最广泛的耐磨陶瓷，在众多磨损工况中得到实际应 究试验，改进后冲蚀磨损试验机重复性和稳定性满足 用.本次试验采用天地（唐山）矿业科技有限公司生产 试验要求. 的A山，0，质量分数95%以上的工业陶瓷，该陶瓷已用 使用以上设备进行冲蚀磨损试验，采用体积分数 于重介质旋流器内部的衬板材料. 20%、20目黑SiC(2800HV)与水作为冲蚀浆体，冲蚀 试验过程中将材料加工至尺寸20mm×10mm× 时间为2h,以冲蚀速度v和冲蚀角度a作为变量.通 8mm的块状试样，冲蚀表面(20mm×l0mm)为热压烧 过改变电机转速为700、900和1100r·min,即对应冲 结施压的受压面，并对其进行抛光.两种材料的力学 蚀速度为3.67、4.71和5.76m·s,带动试样在浆体 性能见表1.其中硬度是在受压表面（即冲蚀表面）的 中发生相对运动，以及向外旋转调节装置改变冲蚀角 测量结果：断裂韧性采用单边切口梁法(SENB)测定， 度为0°45°和90°进行冲蚀试验.将每次试验的四个 测试方向垂直于受压面.由表1中可知，C,/AL,0,的 试样调整至同一角度进行冲蚀磨损. 硬度有所降低，但断裂韧性比A山，0，高出约30%.采 冲蚀前后，清洗并烘干试样，采用精度为0.0001g 用Hitachi S-3400N型扫描电子显微镜观察冲蚀表面 的电子天平称重，计算冲蚀前后试样失重，由公式得出 原始形貌，如图3.C,Al20,表面上碳纤维经抛光几 体积冲蚀磨损率：
赵 赋等: 原位转化 Cf /Al2O3 陶瓷基复合材料的冲蚀磨损 伤，同时可降低复合材料的制备成本． 前期实验结果 证明［15--16］，采用真空热压烧结工艺可以制备原位生成 碳纤维，并对氧化铝陶瓷基体起到良好的增韧效果． 对于碳纤维增韧陶瓷复合材料虽然在摩擦磨损领域， 尤其是滑动磨损方面，进行了大量的研究［17］，但对浆 体冲蚀磨损的研究还较少． 本文通过对碳纤维原位 增韧氧化铝陶瓷基复合材料( Cf /Al2O3 ) 进行冲蚀磨 损性能研究，探讨该复合材料的冲蚀磨损性能和磨 损机理，同时分析增韧纤维在冲蚀磨损过程中所起 的作用，为该陶瓷基耐磨复合材料制备工艺的改进 提供参考和试验数据，并指导原位转化 Cf /Al2O3 复 合材料的应用． 1 试验部分 1. 1 试验材料 Cf /Al2O3 复合材料的制备流程如图 1 所示． 通过 前期试验结果［15--16］，选用纯度 99. 8% 以上的 2000 目 Al2O3 粉末作为基体材料，选定密度 1. 4 g·cm － 3 、长度 3 ～ 5 mm、体积分数 20% 的聚丙烯腈( PAN) 预氧化纤 维作为先驱纤维，同时加入体积分数3% 的 CaO--MgO-- SiO2 系助熔剂． 通过纤维分散、混料球磨后，采用上海 晨华有限公司生产的 ZT( Y) 型真空热压烧结炉在一 定温度制度和压力制度下原位转化生成碳纤维增韧氧 化铝陶瓷基复合材料． 复合材料热压烧结工艺的温度 制度与压力制度如图 2 所示． 图 1 复合材料制备工艺流程图 Fig． 1 Flow chart of the preparation process for the composites 选用 Al2O3 陶瓷作为对比材料． Al2O3 陶瓷是应 用最广泛的耐磨陶瓷，在众多磨损工况中得到实际应 用． 本次试验采用天地( 唐山) 矿业科技有限公司生产 的 Al2O3 质量分数 95% 以上的工业陶瓷，该陶瓷已用 于重介质旋流器内部的衬板材料． 试验过程中将材料加工至尺寸 20 mm × 10 mm × 8 mm的块状试样，冲蚀表面( 20 mm × 10 mm) 为热压烧 结施压的受压面，并对其进行抛光． 两种材料的力学 性能见表 1． 其中硬度是在受压表面( 即冲蚀表面) 的 测量结果; 断裂韧性采用单边切口梁法( SENB) 测定， 测试方向垂直于受压面． 由表 1 中可知，Cf /Al2O3 的 硬度有所降低，但断裂韧性比 Al2O3 高出约 30% ． 采 用 Hitachi S-3400N 型扫描电子显微镜观察冲蚀表面 原始形貌，如图 3． Cf / Al2O3 表面上碳纤维经抛光几 图 2 Cf /Al2O3 热压烧结工艺的温度制度和压力制度 Fig． 2 Temperature and pressure of the hot-pressing sintering technique for Cf /Al2O3 乎没有剥落，除了少量的团聚现象，大多能在基体上 均匀分布，与基体在界面处结合也较为紧密; Al2O3 陶瓷基体颗粒之间结合较好，但在基体内部分布着 大量的气孔，致密度不高． 试验通过冲蚀磨损试验 对两种 材 料 的 磨 损 性 能 进 行 测 定，并 分 析 其 磨 损 机理． 表 1 试验材料的各项性能 Table 1 Properties of the tested materials 材料 显微硬度/ ( kN·mm － 2 ) 密度/ ( g·cm － 3 ) 断裂韧性/ ( MPa·m1 /2 ) Al2O3 16. 7 3. 6 4. 8 Cf /Al2O3 15. 2 3. 7 6. 3 1. 2 冲蚀磨损试验 采用 MSH 腐蚀磨损试验机进行试验，并根据实际 工况与被测材料特性，对标准试样的尺寸以及装卡方 式进行改进，从原本的棒状样改为块样，同时设计卡槽 对非冲蚀表面进行包裹，使用调节装置改变冲蚀角度． 磨损试验机及自制卡具结构如图 4 所示． 通过初步探 究试验，改进后冲蚀磨损试验机重复性和稳定性满足 试验要求． 使用以上设备进行冲蚀磨损试验，采用体积分数 20% 、20 目黑 SiC ( 2800 HV) 与水作为冲蚀浆体，冲蚀 时间为 2 h，以冲蚀速度 v 和冲蚀角度 α 作为变量． 通 过改变电机转速为 700、900 和 1100 r·min － 1 ，即对应冲 蚀速度为 3. 67、4. 71 和 5. 76 m·s － 1 ，带动试样在浆体 中发生相对运动，以及向外旋转调节装置改变冲蚀角 度为 0°、45°和 90°进行冲蚀试验． 将每次试验的四个 试样调整至同一角度进行冲蚀磨损． 冲蚀前后，清洗并烘干试样，采用精度为 0. 0001 g 的电子天平称重，计算冲蚀前后试样失重，由公式得出 体积冲蚀磨损率: ·1597·
·1598· 工程科学学报，第38卷，第11期 00 um S3400100kV10.6mmx500SE 图3试验材料的原始形貌.(a)C1A山2O:(b)A山03 Fig.3 Original morphology of the tested materials:(a)C/Al203 (b)Al203 10 9 -3.67ms1,AL,0 ◆3.67msC,iA1,03 0-5.76ms1.AL,0, 7 0-5.76m·s1.C,/Al,03 5 1一位置调节：2一传动皮带：3一电机：4一底座：5一浆料桶： 45 6一十字卡具：7一标准试样：8一角度调节装置：9一试样卡槽： 冲蚀角度，ca() 10一冲蚀试样 图4MSH磨损试验机及自制卡具示意图 图5体积磨损率随冲蚀角度的变化规律 Fig.4 Schematic diagram of the MSH erosion tester and modified Fig.5 Change in volume erosion wear rate with slury impact angle clamper 蚀磨损率基本接近，而在较高速度下A山，O,的冲蚀磨 E=Am 损率比C,/AL,0,复合材料要高10%左右，表明在高速 Stp 大冲角下，复合材料的耐磨性能更好. 式中，E表示体积冲蚀磨损率，S表示冲蚀面积，1表示 在45°冲蚀角度下，两种材料的冲蚀磨损率低于 冲蚀时间，p表示试样体积密度，△m表示试样失重. 90°冲角.这是因为冲蚀颗粒的冲击作用被分为法向 对至少四个试样冲蚀结果取平均值，利用体积冲蚀磨 和切向两部分，其中由法向冲击对材料产生主要破坏 损率评定两种材料在不同冲蚀条件下的冲蚀磨损性 作用，在相同冲蚀速度下，冲蚀颗粒45°冲角下的法向 能，并通过扫描电镜等分析手段，对材料的冲蚀磨损机 冲击力要小于90°的法向冲击力，材料产生破坏较小， 理进行探究 材料损失量不高.例如，当冲蚀速度为3.67m·s时， 2试验结果及分析 C,/AL,03和AL,03在45冲蚀角下的体积冲蚀磨损率 分别只是90°的45%和35%左右，其表面磨损形貌的 2.1冲蚀角度的影响 变化程度也较小.另外，A1,0,陶瓷材料在45°冲蚀角 图5为在不同冲蚀速度时两种材料的E-α变化 度条件下表现出较低的体积磨损率. 曲线.由图中可知，C,/A山，0，与AL,03在低速和高速 2.2冲蚀速度的影响 0冲角冲蚀时，浆体对材料表面的冲击载荷过小，基本 图6为试验材料在45°和90°冲角下体积冲蚀磨 不造成损伤，冲蚀前后质量无明显变化，冲蚀磨损率几 损率随浆体冲蚀速度的变化图.从图6中可以看出， 乎为零 无论在45°还是90°冲蚀角下，两种材料的体积冲蚀磨 在90°冲蚀角时，浆体对材料基体的作用几乎全 损率E都随着冲蚀速度，的提高而增加.随着冲蚀速 部为法向冲击，冲蚀颗粒的冲击功基本上都作用在材 度的提高，浆体中冲蚀颗粒的冲击动能也会呈指数增 料表面，导致破坏严重，两种材料体积磨损率都达到最 加，加剧颗粒冲击功对试样表面的损伤，材料表面和次 大值.另外，在较低冲蚀速度下C/山，03与AL,03冲 表面更易产生裂纹，扩展范围也会加大加深，导致材料
工程科学学报，第 38 卷，第 11 期 图 3 试验材料的原始形貌． ( a) Cf /Al2O3 ; ( b) Al2O3 Fig． 3 Original morphology of the tested materials: ( a) Cf /Al2O3 ; ( b) Al2O3 1—位置调节; 2—传 动 皮 带; 3—电 机; 4—底 座; 5—浆 料 桶; 6—十字卡具; 7—标准试样; 8—角度调节装置; 9—试样卡槽; 10—冲蚀试样 图 4 MSH 磨损试验机及自制卡具示意图 Fig． 4 Schematic diagram of the MSH erosion tester and modified clamper E = Δm Stρ ． 式中，E 表示体积冲蚀磨损率，S 表示冲蚀面积，t 表示 冲蚀时间，ρ 表示试样体积密度，Δm 表示试样失重． 对至少四个试样冲蚀结果取平均值，利用体积冲蚀磨 损率评定两种材料在不同冲蚀条件下的冲蚀磨损性 能，并通过扫描电镜等分析手段，对材料的冲蚀磨损机 理进行探究． 2 试验结果及分析 2. 1 冲蚀角度的影响 图 5 为在不同冲蚀速度时两种材料的 E － α 变化 曲线． 由图中可知，Cf /Al2O3 与 Al2O3 在低速和高速 0°冲角冲蚀时，浆体对材料表面的冲击载荷过小，基本 不造成损伤，冲蚀前后质量无明显变化，冲蚀磨损率几 乎为零． 在 90°冲蚀角时，浆体对材料基体的作用几乎全 部为法向冲击，冲蚀颗粒的冲击功基本上都作用在材 料表面，导致破坏严重，两种材料体积磨损率都达到最 大值． 另外，在较低冲蚀速度下 Cf /Al2O3 与 Al2O3 冲 图 5 体积磨损率随冲蚀角度的变化规律 Fig． 5 Change in volume erosion wear rate with slurry impact angle 蚀磨损率基本接近，而在较高速度下 Al2O3 的冲蚀磨 损率比 Cf /Al2O3 复合材料要高 10% 左右，表明在高速 大冲角下，复合材料的耐磨性能更好． 在 45°冲蚀角度下，两种材料的冲蚀磨损率低于 90°冲角． 这是因为冲蚀颗粒的冲击作用被分为法向 和切向两部分，其中由法向冲击对材料产生主要破坏 作用，在相同冲蚀速度下，冲蚀颗粒 45°冲角下的法向 冲击力要小于 90°的法向冲击力，材料产生破坏较小， 材料损失量不高． 例如，当冲蚀速度为 3. 67 m·s － 1 时， Cf /Al2O3 和 Al2O3 在 45°冲蚀角下的体积冲蚀磨损率 分别只是 90°的 45% 和 35% 左右，其表面磨损形貌的 变化程度也较小． 另外，Al2O3 陶瓷材料在 45°冲蚀角 度条件下表现出较低的体积磨损率． 2. 2 冲蚀速度的影响 图 6 为试验材料在 45°和 90°冲角下体积冲蚀磨 损率随浆体冲蚀速度的变化图． 从图 6 中可以看出， 无论在 45°还是 90°冲蚀角下，两种材料的体积冲蚀磨 损率 E 都随着冲蚀速度 v 的提高而增加． 随着冲蚀速 度的提高，浆体中冲蚀颗粒的冲击动能也会呈指数增 加，加剧颗粒冲击功对试样表面的损伤，材料表面和次 表面更易产生裂纹，扩展范围也会加大加深，导致材料 ·1598·
赵赋等：原位转化C,/山，O,陶瓷基复合材料的冲蚀磨损 ·1599· 9% ☐A1,0, 8 ☐A1,0, 6 ZZ☑C/AL,0 ZZ☑C/AL,0 7 6 4 5 3 3.67 4了1 5.76 3.67 471 5.76 冲蚀速度.Mm·g 冲蚀速度，(m·s 图6在45°(a)和90°(b)冲角下体积冲蚀磨损率随着浆体冲击速度变化的关系图 Fig.6 Change in volume erosion wear rate with slurry impact speed at impact angles of 45(a)and 90(b) 损失更严重，表面形貌的磨损也变得更加严重 冲蚀，纤维增韧机制的效果越来越显著 从图6(a)中可以得出，在45°冲角下，随着冲蚀速 2.3冲蚀磨损机理 度的增加，对于A,0,的冲蚀磨损率Ex26,而C,/ 图7是AL,0,陶瓷表面的原始形貌和不同冲蚀条 AL,0,的冲蚀磨损率E∝2，AL,O,的速度指数较小， 件下磨损形貌.从图7中可以看出，AL,03陶瓷在冲蚀 即冲蚀磨损率随冲蚀速度的变化增加速率比C/Al,O, 过程中，主要的磨损机制为脆性剥落.A山，0，陶瓷硬度 要小.然而，在图6(b)的90°冲角下，在较低和较高冲 高且脆性大，在冲蚀过程中表面受到冲蚀颗粒的冲击， 蚀速度下，C,/A山，O,复合材料都表现出较低的速度指 无法通过塑性变形消除外力的作用，材料表面受冲击 数，而且冲蚀磨损率也在3.67~4.71ms之间的某 后产生裂纹，如图8所示.图7(b)中，当冲蚀速度较 一速度后开始比AL,0,要小，并随着速度的增加耐冲 低时，法向冲击载荷较小，裂纹产生少，扩展后只造成 蚀磨损性能逐渐增加，表明对较高速度和大角度下的 部分颗粒剥落形成冲蚀坑.而当速度提高时，法向冲 (a5 S-3480100kw122mmx100kE 50 3400100k125r 图7A203原始形貌(a和不同冲蚀条件下的磨损形貌.(a)原始形貌：(b)3.67ms1,90:(c)5.76m·s1,45:(d)5.76ms1, 90° Fig.7 Original and worn morphology of Al203 under different erosion conditions:(a)original morphology:(b)3.67 ms-!,90:(c)5.76 m* s-1,45°：(d)5.76ms1,90
赵 赋等: 原位转化 Cf /Al2O3 陶瓷基复合材料的冲蚀磨损 图 6 在 45°( a) 和 90°( b) 冲角下体积冲蚀磨损率随着浆体冲击速度变化的关系图 Fig． 6 Change in volume erosion wear rate with slurry impact speed at impact angles of 45°( a) and 90°( b) 损失更严重，表面形貌的磨损也变得更加严重． 图 7 Al2O3 原始形貌( a) 和不同冲蚀条件下的磨损形貌． ( a) 原始形貌; ( b) 3. 67 m·s － 1，90°; ( c) 5. 76 m·s － 1，45°; ( d) 5. 76 m·s － 1， 90° Fig． 7 Original and worn morphology of Al2O3 under different erosion conditions: ( a) original morphology; ( b) 3. 67 m·s － 1，90°; ( c) 5. 76 m· s － 1，45°; ( d) 5. 76 m·s － 1，90° 从图 6( a) 中可以得出，在 45°冲角下，随着冲蚀速 度的增加，对于 Al2O3 的冲蚀磨损率 E∝v 2. 16 ，而 Cf / Al2O3 的冲蚀磨损率 E∝v 3. 09 ，Al2O3 的速度指数较小， 即冲蚀磨损率随冲蚀速度的变化增加速率比 Cf /Al2O3 要小． 然而，在图 6( b) 的 90°冲角下，在较低和较高冲 蚀速度下，Cf /Al2O3 复合材料都表现出较低的速度指 数，而且冲蚀磨损率也在 3. 67 ～ 4. 71 m·s － 1 之间的某 一速度后开始比 Al2O3 要小，并随着速度的增加耐冲 蚀磨损性能逐渐增加，表明对较高速度和大角度下的 冲蚀，纤维增韧机制的效果越来越显著． 2. 3 冲蚀磨损机理 图 7 是 Al2O3 陶瓷表面的原始形貌和不同冲蚀条 件下磨损形貌． 从图 7 中可以看出，Al2O3 陶瓷在冲蚀 过程中，主要的磨损机制为脆性剥落． Al2O3 陶瓷硬度 高且脆性大，在冲蚀过程中表面受到冲蚀颗粒的冲击， 无法通过塑性变形消除外力的作用，材料表面受冲击 后产生裂纹，如图 8 所示． 图 7( b) 中，当冲蚀速度较 低时，法向冲击载荷较小，裂纹产生少，扩展后只造成 部分颗粒剥落形成冲蚀坑． 而当速度提高时，法向冲 ·1599·
·1600 工程科学学报，第38卷，第11期 击增大，裂纹增多，同时在切向冲击的进一步作用下， C,/A山，0，复合材料与A山03在基体区域的冲蚀机理相 裂纹扩展且交联严重，造成脆性表面较大面积的片状 同，但孔洞缺陷较AL,0,少，尽管纤维分布较均匀，但 剥落，冲蚀表面破坏加剧，如图7(c).另外，由于 存在部分纤维团聚现象.在纤维团聚区域，存在纤维 AL,O,陶瓷表面存在较多的孔洞缺陷，孔洞周边区域 与基体界面之间结合不好，从而会导致材料剥落严重， 材料性能不均匀，存在应力集中，在冲蚀过程中容易产 造成材料冲蚀率增加 生断裂和剥落，该区域材料更易受到损伤 2.4碳纤维对冲蚀磨损的影响 由表1可知，C/AL,0,复合材料的断裂韧性较 A山，0，陶瓷高，即原位转化碳纤维对A山，0，基体起到较 好的增韧效果.从理论上，C,IAL,O,复合材料较高的 断裂韧性应该对应于材料较低的冲蚀磨损率，其耐冲 蚀磨损应好于纯氧化铝陶瓷.然而，从图5可知，在低 速冲蚀和高速45°冲蚀时，C,/L,03复合材料并没有 表现出优异的耐冲蚀性能.从图10(a)形貌分析可 知，冲蚀表面纤维剥落，即在高速45°冲蚀时，C,/L,0, 合-3400100Kw114mmx400kE 复合材料冲蚀表面上大部分纤维受到切向冲击作用发 图8A山203冲蚀磨损产生的裂纹 生剥落，无法在冲蚀磨损中起到良好的增韧效果.对 Fig.8 Cracks of Al,0 after erosive wear 比图10(b)可知，在90°冲蚀时，由于主要是受法向冲 击力作用，纤维的抗压能力较强，纤维脱落现象较45° 对比观察图7(a)、7(c)、7(d)和图7(a)、7(b)、 冲蚀时轻，因此C/L,0,复合材料在该条件下速度指 7(d)可知，随着冲蚀角度和冲蚀速度的增大，颗粒冲 数和冲蚀磨损率都比L,O,低，纤维增韧增加了复合 击产生的冲击功增加，加剧裂纹的产生和扩展，导致表 材料的耐冲蚀磨损性能. 面形貌的脆性剥落现象更加严重 纤维增韧机理主要表现在如图11所示的两种情 图9显示C/L,03复合材料原始形貌与不同条 况：(a)纤维对裂纹两端的基体进行桥连，阻碍裂纹的 件下冲蚀后表面形貌.观察可知其冲蚀磨损机理同样 扩展；(b)纤维脱粘，即冲击功作用在该区域后，裂纹 是基体受到反复冲击导致颗粒剥落或片状剥落.虽然 沿纤维与基体结合界面延伸，纤维将会与界面脱粘形 a 6.340100kw123mmx10k5 40150ky1B7mmx10k 图9C/山，03原始形貌与不同冲蚀条件下的磨损形貌(a)原始形貌：(b)3.67ms1,90°：(c)5.76ms1,45:(d)5.76ms,90 Fig.9 Original and worn morphology of CAO under different erosion conditions:(a)original morphology:(b)3.67ms90 (c)5.76m sl,45°：(d)5.76ms1,90
工程科学学报，第 38 卷，第 11 期 击增大，裂纹增多，同时在切向冲击的进一步作用下， 裂纹扩展且交联严重，造成脆性表面较大面积的片状 剥落，冲 蚀 表 面 破 坏 加 剧，如 图 7 ( c ) ． 另 外，由 于 Al2O3 陶瓷表面存在较多的孔洞缺陷，孔洞周边区域 材料性能不均匀，存在应力集中，在冲蚀过程中容易产 生断裂和剥落，该区域材料更易受到损伤． 图 8 Al2O3 冲蚀磨损产生的裂纹 Fig． 8 Cracks of Al2O3 after erosive wear 图 9 Cf /Al2O3 原始形貌与不同冲蚀条件下的磨损形貌． ( a) 原始形貌; ( b) 3. 67 m·s －1，90°; ( c) 5. 76 m·s －1，45°; ( d) 5. 76 m·s －1，90° Fig． 9 Original and worn morphology of Cf /Al2O3 under different erosion conditions: ( a) original morphology; ( b) 3. 67 m·s － 1，90°; ( c) 5. 76 m ·s － 1，45°; ( d) 5. 76 m·s － 1，90° 对比观察图 7( a) 、7( c) 、7( d) 和图 7( a) 、7( b) 、 7( d) 可知，随着冲蚀角度和冲蚀速度的增大，颗粒冲 击产生的冲击功增加，加剧裂纹的产生和扩展，导致表 面形貌的脆性剥落现象更加严重． 图 9 显示 Cf /Al2O3 复合材料原始形貌与不同条 件下冲蚀后表面形貌． 观察可知其冲蚀磨损机理同样 是基体受到反复冲击导致颗粒剥落或片状剥落． 虽然 Cf /Al2O3 复合材料与 Al2O3 在基体区域的冲蚀机理相 同，但孔洞缺陷较 Al2O3 少，尽管纤维分布较均匀，但 存在部分纤维团聚现象． 在纤维团聚区域，存在纤维 与基体界面之间结合不好，从而会导致材料剥落严重， 造成材料冲蚀率增加． 2. 4 碳纤维对冲蚀磨损的影响 由表 1 可 知，Cf /Al2O3 复 合 材 料 的 断 裂 韧 性 较 Al2O3 陶瓷高，即原位转化碳纤维对 Al2O3 基体起到较 好的增韧效果． 从理论上，Cf /Al2O3 复合材料较高的 断裂韧性应该对应于材料较低的冲蚀磨损率，其耐冲 蚀磨损应好于纯氧化铝陶瓷． 然而，从图 5 可知，在低 速冲蚀和高速 45°冲蚀时，Cf /Al2O3 复合材料并没有 表现出优异的耐冲蚀性能． 从图 10 ( a) 形貌分析可 知，冲蚀表面纤维剥落，即在高速 45°冲蚀时，Cf /Al2O3 复合材料冲蚀表面上大部分纤维受到切向冲击作用发 生剥落，无法在冲蚀磨损中起到良好的增韧效果． 对 比图 10( b) 可知，在 90°冲蚀时，由于主要是受法向冲 击力作用，纤维的抗压能力较强，纤维脱落现象较 45° 冲蚀时轻，因此 Cf /Al2O3 复合材料在该条件下速度指 数和冲蚀磨损率都比 Al2O3 低，纤维增韧增加了复合 材料的耐冲蚀磨损性能． 纤维增韧机理主要表现在如图 11 所示的两种情 况: ( a) 纤维对裂纹两端的基体进行桥连，阻碍裂纹的 扩展; ( b) 纤维脱粘，即冲击功作用在该区域后，裂纹 沿纤维与基体结合界面延伸，纤维将会与界面脱粘形 ·1600·