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·