（材料学专业论文）铸造碳化钨颗粒增强铜基复合材料的研究.pdf

摘要 摘要 本文研究了铸态c u 2 0 n i 2 0 m n 和c u 2 0 n i 3 5 m n 合金的时效硬化特性及其 与铸造碳化钨的界面特性，并在此基础上以不同尺寸( 4 2 3 6 2 9 m ) 的铸造 碳化钨颗粒为增强体，采用真空热压液相烧结技术制备了一i 同颗粒含量( o 4 5 v 0 1 ) 的铸造碳化钨颗粒增强c u n i m n 合金基复合材料；以不同粒度的 g i c 为磨料，在不同载荷条件下利用销一盘磨损试验机测试了复合材料的二 体磨料磨损性能。磨损试验结果表明，铸造碳化钨颗粒增强c u - n i m n 合金 基复合材料具有比较高的抗磨料磨损能力，而且其耐磨性随着铸造碳化钨颗 粒体积分数及尺寸的增大而提高，表现出了强烈的“体积效应”及“尺寸效 应”，尤其是在低载荷、细磨料磨损条件下，复合材料表现出更好的耐磨性， 即使与高铬铸铁( c r 2 8 ) 相比也有很大程度的提高。通过叫效处理，复合材 料的基体得到强化，比铸态复合材料具有更高的磨料磨损耐磨性。 关键词 颗粒增强铸造碳化钨复合材料磨料磨损 a b s t r c t a bs t r a c t t h ea g eh a r d e n i n gc h a r a c t e r i s t i co fa s c a s tc u 2 0 n i 2 0 m na n dc u 2 0 n i 3 5 m n a l l o y sa n d t h ei n t e f f a c ec h a r a c t e r i s t i cb e t w e e nt h ea l l o ya n dc a s tt n t a g s t e nc a r b i d e w e r es t u d i e d ，m a do nt h eb a s i so ft h i s s t u d y c o m p o s i t e so fc u n i m na l l o y r e i n f o r c e dw i t l ld i 虢r e n tv o l u m ef r a c t i o n ( o 4 5 v 0 1 ) a n dd i f f e r e n ts i z e ( 4 2 3 6 2 l t m j orc a s t t u n g s t e n c a r b i d e p a r t i c l e s w e r em a d e b y v a c u u l t i h o t p r e s s i n gl i q u i ds i n t e r i n gt e c h n o l o g y p i no n d i s kt w ob o d ya b r a s i o nt e s t sh a v e b e e np e r f o r m e dw i t hd i f f e r e n ts i z eo fs i ca b r a s i v eu n d e rd i f f e r e n tl o a d s t h e r e s u l t ss h o wt h a tt h e c o m p o s i t e sw e r em o r ew e a rr e s i s t a n t t h a nt h em a t r i x c o n t r i b u t i n g t ot h e v o l u m ee f f e c t a n d “s i z ee r i e c t t h ew e a rr e s i s t a n c e i n c r e a s e sw i t ht h ep a r t i c l ec o n t e n ta n ds i z e t h ec o m p o s i t es h o w sb e t t e rw e a r r e s i s t a n c et h a nh i g hc h r o m i u mc a s ti r o nm a t e r i a ie s p e c i a l l yi n1 0 wl o a da n df i n e a b r a s i v et e s tc o n d i t i o n t h er e s u l t sa l s oi n d i c a t ef l a a tt h ec o m p o s i t es t r e n g t h e n e d b 3 。a g e i n gt r e a t m e n t w a sm o r ew e a rr e s i s t a n tt h a na s - c a s tc o m p o s i t e k e w v o r d s 】p a r t i c l er e i n f o r c e ；c a s tt u n g s t e nc a r b i d e ；c o m p o s i t e ；a b r a s i v ew e a r 第一章问题的提出 第一章问题的提出 1 磨料磨损机理 磨损是相互接触的物体在相对运动中表层材料不断损伤及消耗的过程， 也是伴随摩擦能量消耗而产生的必然结果。基于诱发磨损的系统环境条件的 差异，通常将磨损分为磨料磨损、粘着磨损、表面疲劳磨损和腐蚀磨损等。 其中，磨料磨损是最普遍的磨损形式，据统计，在工业生产中因磨料磨损所 造成的材料损失占整个磨损损失的一半左右【“。 在欧洲合作与发展组织( o e c d ) 编定的摩擦学术语中对磨料磨损所下 的定义为：“由于硬颗粒或硬突起物使材料产生迁移而造成的一种磨损。”【2 】 磨料磨损的分类方法有很多，按磨料的运动状态可分为二体磨料磨损和 三体磨料磨损。二体磨料磨损特点是硬质颗粒直接作用于被磨材料表面上， 而三体磨料磨损的特点是硬质颗粒处于两个被磨表面之间。 磨料磨损很少是一种单一的磨损机制引起的，而经常是多种磨损机制综 合作用的结果，而且随着磨损条件的变化，可以从一种磨损机制转化为另一 种磨损机制。 拉宾诺维奇( e r a b i n o w i c z ) 在1 9 6 6 年提出个简单的磨料磨损模型并 推导出计算材料体积损失的数学表达式，即 一v k p ( 1 1 ) 上爿 式中，v 一材料体积损失 l 一滑动距离 p 一施加载荷 h 一材料硬度 k 一磨料磨损系数 以卜表达式表明，在一定的磨料条什i ：，单位滑动距离内材料的磨损体 积损失与施加的载荷成正比，与材料的硬度成反比。在同样磨料条件下，磨 损类型不同，磨料磨损系数k 也不同，二体磨料磨损系数在2 1 0 1 2 1 0 2 第一章问题的提出 之间，而三体磨料磨损系数在1 0 电1 0 3 之间，小于二体磨料磨损系数。这 是因为在三体磨料磨损时，磨粒大约9 0 的时间处于滚动状态，因而三体磨 料磨损的强度比二体磨料磨损要小得多。因此，二体磨料磨损在磨料磨损研 究中最常涉及，其磨损机理的研究对抗磨料磨损材料的开发具有重要意义。 在二体磨料磨损过程中，当磨料与塑性材料表面接触时，主要会发生以 下两种材料消耗过程： 1 微观切削磨粒在材料表面的作用力分为法向力和切向力两个分 力。法向力使磨粒压入表面，切向力使磨粒向前推进，当磨粒形状与运动方 向适当时，磨粒如同刀具样在表面进行切削，这种过程可直接造成材料的 去除，形成一次切屑。 2 多次塑变磨粒滑过被磨材料表面时，除了切削以外，大部分把材 料推向两边或前缘，这些材料的塑性变形很大，却没有脱离母体，在沟底及 沟槽附近的材料也有较大的变形。犁沟时可能有一部分材料被切削而形成切 屑，一部分则未被切削而在塑变后被推向两侧和前缘。若在犁沟时全部沟槽 中的体积都被推向两侧和前缘而不产生切屑，则称为犁皱。犁沟或犁皱后堆 积在两侧和前缘的材料以及沟槽中的材料，在受到随后的磨粒作用时，可能 把己堆积的材料压平，也可能使己变形的沟底材料遇到再一次的犁皱变形， 如此反复塑变，导致材料产生加工硬化或其它强化作用最终剥落而成为磨 屑。 由材料的磨料磨损破坏机理可以看出，材料发生磨损破坏首先是材料的 表面在磨料的作用下发生变形，因此，为提高材料的磨料磨损耐磨性首先应 该提高材料的硬度和强度，以增加材料抵抗塑性变形的能力。其次，从材料 的微观组织来讲，基体中如果存在均匀分布的硬质第二相，则第二相颗粒在 磨损过程中可以起到支承载荷的作用，从而减小和削弱磨料对基体的破坏作 用，使材料的耐磨性得以提高。 2 常用的抗磨料磨损材料 上个世纪六、七十年代，我国在选用抗磨料磨损材料时，无论磨损条件 第一章问题的提出 如何，通常都采用高锰钢。高锰钢经水韧处理后，成为单相奥氏体组织，具 有很高的耐冲击性能和加工硬化能力，加工硬化后表面硬度可由h b 2 0 0 左 右上升至h b 5 0 0 以上。高锰钢的这些性能使得它被广泛应用于制造矿山、 建材、电力、铁路等机械中的耐磨件 2 】。但是在许多磨损条件下，磨损过程 并不能造成高锰钢表层组织的硬化，因此，高锰钢的抗磨作用得不到充分的 发挥，以致造成了不应有的损失 3 】o 普通白口铸铁，也是传统抗磨材料之一。其金相组织为网状渗碳体( m 3 c 型碳化物) 和硬度较低的珠光体基体。与铸钢材料相比，普通白口铸铁具有 较高的抗磨料磨损性能，且生产成本低。然而由于其组织中的碳化物在基停 中呈网状分布，脆性大，整体硬度也不高，使其使用范围受到限制1 4 】。 合金化是改进白口铸铁使用性能的有效方法。高铬白口铸铁作为一种抗 磨材料，在上世纪八十年代后已得到广泛的应用。铬的大量加入，使白口铁 中的m 1 c 型碳化物变成具有更高硬度( h v l 3 0 0 。1 8 0 0 ) 的m 7 c 3 型碳化物， 这种碳化物比在一般条件下常见的磨料一石英还要硬得多，而且，m ，c ，型 碳化物的结晶特征使它不像普通白口铸铁中的碳化物那样呈连续的网状分 布，而是形成杆状或板条状的一维或二维发展的不连续体，从而改善了材料 的韧性。此外，高铬铸铁还具有优良的淬透性，通过简单的热处理就可以获 得强韧的马氏体基体。这种组织使高铬白口铸铁在以切削为主的磨损场合中 显示了优良的抗磨性能。 现代工业生产对工程设备易磨损零部件的耐磨性提出了更高的要求。合 金白口铸铁在磨料磨损工况条件下具有较高耐磨性的主要原因是由于其显 微组织中的自生硬质第二相的存在，但也正是由于自生硬质第二相的固有特 性( 如硬质相的力学性能、数量、几何尺寸及三维形态等) ，又使得铸铁的 耐磨潜力受其限制。已有学者指出，以高铬铸铁为代表的合金白口铸铁的耐 磨性进一步提高的潜力已很有限。 颗粒增强金属基复合材料具有类白口铸铁的显微组织，特别是其中硬质 增强体的可没计性，使其具有可能比合金白口铸铁更高的抗磨料磨损潜力， 第一章问题的提出 因此，在颗粒增强金属基复合材料研究的初期，人们就认为作为新型的耐磨 材料，它将具有良好的发展前景。 3 颗粒增强金属基复合材料磨损性能研究概况 颗粒增强金属基复合材料的研究与应用是从航空航天领域开始的，因而 人们的注意力一开始就放在了铝合金、镁合金及钛合金等轻金属基复合材料 上，一方面是由于它们自身的比强度、比刚度以及延展性等综合性能较好， 另一方面是由于具备了比较成熟的加工工斟5 1 。 在各种金属基复合材料中，颗粒增强铝基复合材料受到青睐并获得了长 足发展，这是由于颗粒增强铝基复合材料具有制备工艺简单，成本低，适丁 批量生产等优点【6 】，并且可用常规的金属加工方法制造各种形状复杂的零件 和型材口】。目前除了在航空航天领域外，在民用领域，颗粒增强铝基复合材 料主要应用于汽车部件，如刹车系统，发动机活塞，控制杆，汽缸套等 “， 由于这些零件一般都在滑动磨损工况下工作，所以研究人员对颗粒增强铝基 复合材料在滑动条件下的磨损特性进行了比较多的研究8 】【9 1 。结果表明，在 一般条件下复合材料的滑动磨损耐磨性要高于基体合金，且随着增强颗粒含 量的增大，复合材料的耐磨性提高，但是由于铝合金基体硬度低，强度小， 易于发生粘着磨损，增强颗粒在磨损过程中也容易脱落，因而在一些比较剧 烈的磨损条件下，复合材料的耐磨性与基体材料相当，甚至还不如基体材料。 此外，有些学者对颗粒增强金属基复合材料在磨料磨损条件下的磨损特 性也进行了一些研究。 文献用搅动铸造法制备了s i c 颗 粒增强铝合金( a 1 4 5 c u 一1 5 m g ) 基 复合材料，并研究了材料的二体磨料磨 损性能。磨损试验在销一捣试验装置上 进行，所用载荷为3 1 5 n ，对试样产生 相当于0 4 3 2 m p a 的压力，磨料选用粒 度为6 0 0 目( 约1 2 4 p m ) 的s i c 。试验 4 铸态( 1 ) - 时效 d ( s i c p ) = 2 9p r a 爿# 一 0 0 0 1 0203 s i c 颗粒体积分数 第一章问题的提出 s i c 颗粒尺寸岬 s i c 颗粒体积分数 图1 1 s i c 颗粒增强a i 一4 5 c u - 1 5 m g 合金基复合材料的磨损率与 sic 颗粒体积分数( 1 ) 和颗粒尺寸( 2 ) 的关系曲线以及 硬度与s i c 颗粒体积分数( 3 ) 的关系曲线 结果如图1l 。由图1 1 可以看出，铸态的a 1 4 5 c u 一1 5 m g 基体合金在试 验条件下的磨损率为16 1 0 m m 3 nm ，随着s i c 颗粒的加入，复合利料 的磨损率逐渐减小，当s i c 增强颗粒尺寸为1 0 7 p m 、体积分数达到o 2 5 时， 磨损率为1 3 1 1 0 0 m m 3 n m ，比基体合金的磨损率减小了一个数量级以 上。但是在s i c 增强颗粒体积分数不变的情况下，复合材料的磨损率随着s i c 增强颗粒尺寸的增大而增大，如当s i c 体积分数为o 2 5 、尺寸为2 9 9 m 时， 复合材料的磨损率为4 1 2 1 0 弓m m3 n m ，比s i c 尺寸为1 0 7 9 m 的复合材 料的磨损率高3 倍多。此外，由于铝合金具有比较强烈的时效强化性能，通 过时效处理，基体合金与复台材料试样的硬度都得到提高，因而时效试样的 磨损率低于铸态试样的磨损率。 文献研究了不同载荷和不同尺寸s i c 磨料条件下a 1 2 0 3 颗粒增强 2 0 1 4 a 1 合金( a i 一4 ，0 c u - 0 7 s i 一0 ，4 6 m g 一0 2 7 f e 0 6 2 m n ) 基复合材料的二体磨 料磨损性能。复合材料中a 1 2 0 3 增强颗粒的尺寸为7 5 1 5 0 9 m ，体积百分数 为1 0 。研究结果表明，复合材料的磨损率随着载荷和磨料尺寸的增大而增 大，在磨料尺寸为1 0 0 1 a m 、载荷大于i n 时，复合材料的磨损率反而高于基 体材料，说明在这种磨损条件下，增强颗粒由于发生剥落，失去了抵抗磨损 的作用，反而使磨损加剧。与文献【1 0 1 类似，作者研究也发现，通过对试样进 行时效处理，可以大幅度减小材料的磨损率，如图1 2 ( 2 ) 。作者分析认为， 一5 第一章问题的提d 时效处理使基体材料得到强化，强度和硬度提高，减小了磨料对基体的切削 深度，同时基体对硬质颗粒也可以提供更好的支撑作用，从而很大程度上减 小了材料的磨损率。 载j 哥，i q载而，n 图12 不同载荷和磨料尺寸( 1 ) 与热处理( 2 ) 条件下复合材料的磨损率 由于颗粒增强轻金属基复合材料主要应用于航天和汽车部件上，因而其 设计原则并不是以提高材料的磨料磨损耐磨性为基础的，虽然其抗磨料磨损 能力较基体有一定程度的提高，但由于基体自身耐磨性很差，因而这种复合 材料的磨料磨损耐磨性与传统的白口铸铁相比并无优势 1 3 1 。 文献”坝0 研究了在纯铜基体中分布有不同尺寸a 1 2 0 3 或w c w 2 c ( 铸造 碳化钨) 硬质颗粒的烧结组成合金的磨料磨损性能。组成合金中硬质颗粒的 体积百分数为3 0 ，选用石榴子石( h v l 4 0 0 ) 、a 1 2 0 3 ( h v 2 2 0 0 ) 及s i c ( h v 2 6 0 0 ) 砂纸为磨料，在0 5 k g 载荷( 相当于0 1 2 4 m p a ) 下进行二体磨 料磨损试验。结果表明，在所有磨料条件下，组成合金的磨损率都随着硬质 增强颗粒尺寸的增大而减小，材料的磨损率与磨料的硬度及其尺、j 大小也有 很大关系，磨料硬度越高，尺寸越大，材料的磨损率越大，如图1 3 所示。 比较两图还可以看出，由于w c ( w 2 c ) 比a 1 2 0 3 颗粒硬度高，在同样磨损条 件下，c u w c ( w 2 c ) 组成合金的磨损率远低于c u a 1 2 0 3 的磨损率。作者通过 第一章问题的提出 08 堂 圭o 6 o 亘0 a ， 婆o 2 恤 图13c u a i2 0 3 ( 1 ) 和c u w c ( w c ) ( 2 ) 组成合金在不同磨料条件下 磨损率与硬质颗粒尺寸的关系 对比试验还发现，磨料为4 0 0 目的s i c 时，c u w c ( w 2 c ) 组成合金和高铬铸 铁的磨损率分别为i 1 5 1 0 。r r l d l3 nk g 和44 1 1 0 2 m m 3 n k g ，可见，组 成合金耐磨性比高铬铸铁高近四倍。文献15 1 对真空熔铸法制各的锰白铜基铸 造碳化钨复合材料二体磨料磨损特性的研究也表明，铸造碳化钨颗粒的加入 使复合材料具有很高的抗磨料磨损能力，相同磨损条件下其耐磨性为高铬铸 铁的十倍左右。 由于颗粒增强金属基复合材料的磨损过程非常复杂，复合材料耐磨性的 高低受到增强颗粒种类、尺寸和体积分数，基体材料自身性能以及增强颗粒 与基体之间的界面状况等因素的综合影响，因此许多研究人员在研究颗粒增 强金属基复合材料的磨损性能过程中得到一些相互矛盾的结论。一般而言， 颗粒增强金属基复合材料的磨料磨损耐磨性高于其基体材料，而且复合材料 耐磨性随着增强颗粒体积分数的增大而提高，但是增强颗粒尺寸大小对复合 材料耐磨性的影响，目前还没有一个通用的结论。 事实上，在个磨料磨损系统中，具有类白口铸铁显微组织的材料抗磨 料磨损潜力的发挥是建立在硬质相与基体性能有机结合的基础卜 的。硬质相 的存在是抗磨的必要条件，基体材料对硬质相的良好支撑作用是硬质相抗磨 潜力充分发挥的保证。颗粒增强轻金属基复合材料虽然其宏观力学性能会有 所提高，但在微观尺度上，基体的性能并没有什么变化。由于铝合金、镁合 第一章婀题的提出 金自身强度低，材料在磨粒的作用下容易变形破坏，而且其抗粘着能力较差， 因此在磨损过程中会优先被磨损，基体材料的磨损必然会削弱其对硬质颗粒 的支撑作用，从而导致复合材料整体的耐磨性不是很高。同样被用作耐磨 材料的高铬铸铁也必须经过适当的热处理才能发挥其优良的耐磨性能，如通 过淬火处理可获得硬度为h v 5 0 0 1 0 0 0 的马氏体基体，其抗磨料磨损能力 最好，而退火态的高铬铸铁基体组织为硬度较低的珠光体( h v 3 0 0 4 6 0 ) ， 这种软的基体不能对碳化物提供良好的支撑，碳化物在磨损时易受剪力而折 断，难以发挥抵抗磨损的作用，耐磨性则大幅度下降。因此，作为耐磨料磨 磨损材料的高铬铸铁一般希望得到硬度较高的马氏体基体。由此可以想象， 在轻金属基体中加入再多的硬质颗粒，也不会使其耐磨性有发生本质的变 化。 由此可见，以抗磨料磨损为目标的颗粒增强金属基复合材料，首先，增 强颗粒自身要具有较高的强度及硬度，咀减少在磨损过程中的破碎，更好地 起到承受载荷的作用；其次，基体材料也要有高的强度，以便为硬质相提供 良好的支撑作用，使硬质相的抗磨潜力得到充分的发挥；此外，作为基体的 金属材料还应该具有较低熔点以满足复合材料的生产工艺要求。 以抗磨料磨损为目标的金属基复合材料并不需要轻质，因此没有必要局 限于选用轻合金作为复合材料的基体。c u - n i m n 合金具有高强度、低熔点 的优点，因此以这种合金为基体的复合材料可能比轻金属基复合材料具有更 高的抗磨料磨损能力。 第二章高强度、低熔点c u - n i m n 合金的研究 第二章高强度、低熔点c u 。n i - m n 合金的研究 l 研究目的 用作抗磨料磨损的颗粒增强金属基复合材料，作为基体的金属材料应该 具有高强度、低熔点的特点以满足复合材料的使用性能要求和生产工艺要 求。 铝合金、镁合金等轻金属合金具有较低的熔点，但由于其强度低，所以 以铝、镁等轻金属合金为基体的颗粒增强金属基复合材料的抗磨料磨损性能 并不是很优越，这在前面已有介绍。与铝、镁等轻金属合金相比，铁基材料 的强度优势是显而易见的，但铁基材料的高熔点也给颗粒增强铁基材料的制 备带来了很大的难度，一些适用于轻金属的成熟工艺很难适用于铁基材料。 这就要求我们必须寻求一神既具有较高强度又具有较低熔点的材料作为颗 粒增强复合材料中的基体材料。而铜合金则可兼顾强度及熔点两个方面的要 求。 般来讲，铜合金的熔点虽高于铝、镁等轻合金，但可显著低于铁合金： 铜合金的强度潜力虽不如铁合金，但可显著高于轻台金。这种高强度、低熔 点的铜合金的研究，将可促进以抗磨料磨损为目标的颗粒增强金属基复合材 料的开发与应用。 2 变形及淬火态c u n i - m n 合金的时效硬化特性 c u n i m n 合金是一种具有强烈时效硬化特性的材料，目前主要用于代替 铍青铜做弹性元件。 图2 1 为c u n i m n 合金三元相图及其时效硬化区【1 6 1 。由相图可以看出 只有当m n 和n i 的含量都超过1 0 才有m n n i 相的析出。合金的时效强化 效果是由m n n i 的数量和分布形态决定的，而且只有当m n 和n i 的含量都超 过1 j 时力有明显的时效强化效果。 文献1 对c u 2 0 n i 2 0 m n 台金进行了比较系统的研究。研究发现，这种合 金具有强烈的时效强化特性。合金试样经6 5 0 | 。c 淬火，然后在4 0 0 4 5 0 ”c 时 效1 5 2 0 小时，硬度可达h v 4 5 0 ，或者将经过轧制( 形变) 的合金淬火后 q 一 翌三兰堕堡鏖：! 垦堕生里! ：型! ：坚! 鱼全塑堑塞 m n ， ( 1 ) 液相面等温线投影图 m n ， ( 2 ) 固相面等温线投影图 ( 3 ) c u n i - m n 合金时效硬化区域 图2 1 c u n i m n 合金三元相图及其时效硬化区 在4 0 0 4 5 0 。c 时效处理，经5 小时材料硬度即可达h v 4 5 0 以 上，而且无论是淬火后时效还是形变后时效，材料的抗拉强度盯。都在 1 4 7 0 m p a 以上，己达到高强度钢的强度值。 用于抗磨料磨损的颗粒增强金属基复合材料的基体材料需要具有高强度 和低熔点特性，为评价材料这种特性的优劣，我们定义材料的抗拉强度仃。与 其熔点t 。的比值为强熔比s 。s 越大，则材料越适合作基体材料。表2 i 中列出了几种合金材料的强熔比e 。比较可以发现，铝合金虽然具有较低的 第二章高强度、低熔点c u n i m n 合金的研究 熔点，但是其强度也很低，e 最小，高强度钢虽然具有很高的强度，但是其 熔点也很高，而c u 2 0 n i 2 0 m n 合金既具有较高的强度，又具有较低的熔点， 其e 值最大。由此可以看出c u 2 0 n i 2 0 m n 合金是一种很有潜力的基体材料。 表2 1 几种合金材料的强熔比e 3 铸态c u n i m n 合金的时效硬化特性 由于c u 2 0 n i 2 0 m n 合金的熔点仍在1 0 0 0 以上，为进一步改善其使用性 能，我们希望通过调整合金的成分，进一步降低合金的熔点，同时保持其时 效硬化特性。由c u n i m n 合金三元相图( 图2 1 ) 可以看出，c u n i m n 合 金的熔点取决于m n 的含量，在含n i 量保持2 0 不变时，3 5 左右的含m n 量将使合金具有最低的熔点。本试验通过差热分析设备，测定了两种m n 含 量不同的c u - n i m n 合金的熔点，并研究了两种铸态c u n i m n 合金的时效 硬化特性。 3 1 试样的制各 制备名义成分为c u 2 0 n i 2 0 m n 及c u 2 0 n i 3 5 m n 的两种合金试样。原料为 2 号电解铜、3 号电解镍及j m n 9 7 金属锰，中频感应电炉熔炼，砂型铸造， 熔炼温度1 2 0 0 1 2 5 0 。c ，浇铸温度为1 1 5 0 。c 左右，试样浇铸成中2 0 2 0 0 m m 的圃棒，以便于截取小试样。经分析两种合金的化学成分如表22 所示。经 表2 2o u - n i m n 合金的化学成分 化学成分 试样 n im nf ec u c u 2 0 n i 2 0 m n2 06 52 0 1 5 0 2 8 余量 c u 2 0 n i 3 5 m n1 9 ，7 83 48 70 4 1余量 过测量，铸态c u 2 0 n i 2 0 m n 合金与铸念c u 2 0 n i 3 5 m n 合金试样的维氏硬度分 一1 l 一 第二章高强度、低熔点c u - n i m n 合金的研究 别为h v l l 5 、h v l 4 6 。 两种c u - n i m n 合金的熔点采用2 13 研究所的差热分析设备测定。图2 2 为c u m n n i 合金的差热分析曲线。由图可以判断，c u 2 0 n i 2 0 m n 合金的熔 点约为1 0 5 0 。c ，c u 2 0 n i 3 5 m n 合金的熔点约为9 6 06 c 。由此可见，通过提 高锰的含量，c u 2 0 n i 3 5 m n 合金的熔点比c u 2 0 n i 2 0 m n 合金降低了9 0 。c 。 篡入 圃 ：司、 一 - 。1b j - 22 j v - 24 _ 7 占i i 、i 1 而五而矗f 而o ( 1 ) c u 2 0 n i 2 0 m n( 2 ) c u 2 0 n i 3 5 m n 图22c u - n i m n 合金差热分析曲线 3 2 铸态c u n i m n 合金的时效硬化特性研究 一般来讲，合金时效处理前需进行淬火处理，淬火处理的冷却速度要大 于合金的临界冷却速度v 。以获得过饱和固溶体。因此已有文献对c u n i m n 合金时效特性的研究均是针对淬火态或轧制淬火态，但对于作为颗粒增强金 属基复合材料基体的c u - n i m n 合金，对其淬火是困难的，这是因为： ( 1 ) 快的冷却速度会造成陶瓷相颗粒的开裂： ( 2 ) 由于基体金属与陶瓷相颗粒热物理特性的巨大差异( 如热膨胀系数) ， 过快的冷却速度会引起严重的界面闽题。 因此，能否对缓慢冷却速度下( 如铸态) 获得的c u - n i m n 合金进行时 效硬化处理，是本研究要解决的一个关键问题。 图2 ，3 、图24 为c u n i ，c u m n 二元相图，由相图可以看出，n i 可以 与c u 形成无限固溶体，m n 也能大量固溶于c u ，起到固溶强化作用，因此 铸态的c u _ n i m n 合金有可能不需进行淬火处理就具有时效硬化性能。 一p百c!eoni_k罢ep 一已l墨o 2nlge芈 笙三垩壹堡壅：! 垦堕盛里! 型! ：坚! 鱼垒堕婴茎一 n i ，( 原千) j ， ， l 一 一 多 z f ( c uz i ) 上 d l a 1 + a 2 弋 i r i ( 重量) 图23c u - n i 相图 m n ( 原干) ， 一 瓢 l j b v ( c u ，1i n ) ， 心， y ：趣? o 一 。： m n ，( 重鲎) 图2 4c u m n 相图 从铸态的c u 2 0 n i 2 0 m n 与c u 2 0 n i 3 5 m n 合金棒料上分别截取足量的小试 样进行时效处理。选用3 5 0 ，4 0 0 。c ，4 5 0 。c ，4 7 0 c ，5 0 0 。c n 45 2 0 。c 为时 效选择温度，时效时间为6 9 6 小时，时效后测最各试样的维氏硬度h v 。 图25 是铸态c u 2 0 n i 2 0 m n 合金时效硬度与时效时问的关系曲线。由图 2 5 可以看出铸态的c u 2 0 n i 2 0 m n 在5 2 0 c 时没有强化效果，在3 5 0 。c 2 更5 0 0 时效，试样硬度有所提高，但幅度不大。当时效温度为4 0 0 4 7 0 c 时，时 1 3 第二章高强度、低熔点c u n i m n 台金的研究 效效应非常强烈，经过6 0 个小时，试样的硬度可从铸态的h v l l 5 上升至 h v 4 0 0 左右，然后随着时间的延长一直至9 6 小时硬度进一步升高，但趋势 缓慢，最终试样的硬度约为h v 4 2 0 左右。由图还可以发现，在4 7 0 。c ，合金 的时效反应速度比4 0 0 。c 及4 5 0 c 的都要快。 4 5 0 4 0 0 3 5 0 3 0 0 一 2 5 0 2 0 0 15 0 1 0 0 4 5 0 4 0 0 3 5 0 3 0 0 z 2 5 0 2 0 0 15 0 l o o 0 l2 2 4 3 6 4 86 0 7 28 4 时间，h 图2 5 铸态c u 2 0 n j 2 0 m n 合金的时效曲线 9 6 3 64 86 0 时间h 图26 铸态c u 2 0 n i 3 5 m n 合金的时效曲线 图2 6 为铸态c u 2 0 n i 3 5 m n 合金的时效硬度与时间关系曲线。由图可见 1 4 第二章高强度、低熔点c u n i m n 台金的研究 与铸态c u 2 0 n i 2 0 m n 合金类似，在3 5 0 。c 及5 2 0 。c 时效，试样硬度也有所上 升，但幅度也不大。合金在4 0 0 5 0 0 。c 之间都具有比较明显的时效效应，但 是在5 0 0 。c 时效，试样硬度未能达到峰值，在4 0 0 。c 、4 5 0 。c 及4 7 06 c 时效， 试样硬度都能达到峰值，接近或超过h v 4 0 0 。 4 5 0 4 0 0 3 5 0 3 0 0 工 2 5 0 2 0 0 l5 0 1 0 0 3 0 03 5 04 0 04 5 05 0 0 温度( ) 图2 7o u n i m n 合金时效9 6 小时的硬度与时效温度的关系 图2 7 为c u - n i m n 合金时效9 6 小时的硬度与时效温度的关系曲线。由 图可以看出，两种合金在4 0 0 4 7 0 。c 之间都具有非常明显的时效硬化特性， 时效硬化率近4 0 0 ，时效温度低于4 0 0 。c 或高于4 7 06 c ，试样的硬度都不能 达到最大值。 ( 1 ) 铸态 ( 2 ) 时效态( 9 6 小时) 图28c u 2 0 n i 2 0 m n 合金显微组织s e m 照片 图2 8 为c u 2 0 n i 2 0 m n 合金时效前后的显微组织s e m 照片，由圈可以 第二章高强度、低熔点c u n i m n 合金的研究 发现，时效处理后，组织中有新相析出( 图中自亮部分) ，并且占很大比例， 经过成分分析，析出相为m n n i ，因此可以认为正是由于m n n i 相的析出才 造成了c u - n i m n 合金的硬化。 比较图2 5 、图2 6 可以发现，铸态c u 2 0 n i 2 0 m n 与c u 2 0 n i 3 5 m n 合金 在试验所研究的时间段内都没有出现过时效现象，但是前者比后者具有更高 的时效硬化速度。由此可见，铸态c u 2 0 n i 2 0 m n 与c u 2 0 n i 3 5 m n 合金与淬火 态及形变态的c u 2 0 n i 2 0 m n 合金具有类似的时效硬化特性，淬火及形变处理 并不是c u n i m n 合金时效硬化的必要条件。但是与文献【”1 的研究结果相比， 在相同的时效温度下，铸态c u 2 0 n i 2 0 m n 合金的时效硬化速度比淬火态及形 变态c u 2 0 n i 2 0 m n 合金的时效硬化速度低。例如，在4 0 04 c 及4 5 0 。c 时效， 淬火态c u n i m n 合金经1 5 个小时、形变态经5 个小时硬度就可以上升至 h v 4 0 0 以上，而铸态的c u - n i m n 合金需经6 0 个小时硬度- d 上升到h v 4 0 0 。 此外，淬火及形变态的c u 2 0 n i 2 0 m n 合金比铸态的c u 2 0 n i 2 0 m n 合金具有更 强烈的时效硬化特性，如在4 5 0 。c 时效处理，前者时效硬度可达h v 4 8 0 ，而 后者最高也只有h v 4 2 0 左右。 第三章c u n i - m n 合金铸造碳化钨界面特性研究 第三章c u - n i m n 合金铸造碳化钨界面特性研究 1 金属基复合材料的界面 复合材料是由两种或两种以上化学和物理性质不同的材料复合而成的， 那么必然存在着异种材料的接触面，这个接触面就是界面。金属基复合材料 的界面是指金属基体与增强物之间化学成分有显著变化的、构成彼此结合 的、能起载荷传递作用的微小区域。界面的厚度约为几个纳米到几个微米， 厚度不均匀，由于基体与增强物发生相互作用生成化合物，基体与增强物的 互扩散形成扩散层，增强物的表面预处理涂层，基体合金中的杂质等，使界 面的形状、尺寸、成分、结构等变得非常复杂 ”1 。 一般而言，金属基复合材料的界面具有以下几种效应： ( 1 ) 传递效应界面能传递力，即将外力传递给增强物，起到基体和增 强物之间的桥梁作用。 ( 2 ) 阻断效应结合适当的界面有阻止裂纹扩展、中断材料破坏、减缓 应力集中的作用。 ( 3 ) 不连续效应在界面上产生物理性能的不连续性和界面摩擦出现的 现象，如抗电性，耐热性，尺寸稳定性等。 此外，复合材料的界面还具有散射和吸收效应，诱导效应等。 金属基复合材料的性能不仅取决于基体和增强体各自的性能，很大程度 l 还依赖于基体和增强体之间的界面相容性，即界面结合状况。良好结合的 界面可以更好地从基体向增强体传递和分配载荷，有利于提高复合利料的弹 性模量和强度。而界面的性质取决于基体的成分、增强体的表面特性和复合 利料的制造方法等因素。增强体与基体之间的紧密结合需要建立在增强体被 基体充分润湿的基础上，以使二者之间具有足够的粘着力。 对于陶瓷颗粒与金属基体的界面的系统研究始于本世纪6 0 年代，目前人 们已充分认识到，只有促进润湿、控制界面的化学反应才能获得较高的界面 结合强度。根据界面上液相与固相之间相互作用的不同，陶瓷与液态金属基 体的润湿可分为反应型和非反应型。在液相与固相界面上会发生两种主要的 i7 第三章c u 。n i m n 合金铸造碳化钨界面特性研究 相互作用，即物理作用和化学作用【19 1 。物理作用是指溶解和润湿，即基体与 增强物之间发生润湿并伴随一定程度的相互溶解( 也可能基体和增强物之一 溶解于另一种中) ，这种润湿为非反应型润湿。而化学作用是指基体与增强 物之间发生化学反应，在界面上形成化合物，由此而产生的润湿称为反应型 润湿。但是，界面处的化学反应产物必须严格控制，因为过多的脆性反应产 物，会降低增强作用，使复合材料失去实用价值。 在一个固一液相并存的系统中，当液滴静置于固态基体表面时，其对基 体的浸润能力取决于系统中固、液相的表面能和两相界面能。在平衡条件下， 液气、固气、固液界面张力盯。，、盯”、盯。以及液体对同体的润湿角0 ( 图 31 所示) 应遵循杨氏方程式。 o s v u s lo s va s l ( a ) 0 9 0 。c( b ) 0 9 0 9 c 图3 1 液体对固体表面的润湿情况 o w os l = ol fc o s o c o s 0 ：! 业二! 里 ( t l v ( 31 ) ( 3 2 ) 若啄r 盯s f ，一o - ，则0 c o s0 1 ，0 9 0 。，液体能够润湿吲体，且 e 角越小，液体对固体的润湿能力越强。 陶瓷颗粒与金属基体问难以润湿的原因就在于熔融金属的表面张力 般 厶 一 第三章c u - n i m n 合金，铸造碳化钨界面特性研究 都很大( 1 0 0 0 m j m 2 数量级) ，为了降低润湿角，就必须增加颗粒的表面能或 减小液态金属的表面张力。为此出现了很多改善润湿性的方法，如在颗粒表 面镀金属n i 或c u 以提高颗粒表面能，在熔融金属液中添加活性元素以降低 液体的表面张力，减小固液界面能，或者对熔融金属液施加超声处理以除去 颗粒表面吸附的气体、杂质，提高颗粒的表面能。 2c u - n i m n 合金对铸造碳化钨的润湿性研究 文献口0 1 利用“u ”形管道浸润高度试验装置测量了c u 2 0 n i 2 0 m n 合金对 铸造碳化钨的浸润高度，证实c u 2 0 n i 2 0 m n 合金对铸造碳化钨具有良好的润 湿性。而c u 2 0 n i 3 5 m n 合金，由前面的介绍可知，具有比c u 2 0 n i 2 0 m n 合金 更低的熔点，但是要用作铸造碳化钨颗粒增强金属基复合材料的基体材料， 还必须对铸造碳化钨具有良好的润湿性，以形成增强体与基体材料之间结合 良好的界面。为此，本文通过试验研究了c u 2 0 n i 3 5 m n 合金对铸造碳化钨的 润湿性。 2 1 试验方法 试验采用座滴法【2 l 】。用线切割从铸造碳化钨棒料上切取一个中2 5 4 m m 的圆形薄片作为基片，上表面经研磨并抛光到0 2 5 儿m ，并用丙酮清洗，晾 干。从铸态的c u 2 0 n i 3 5 m n 合金上切取一个尺寸为4 4 4 m m 的立方形合 金块，表面也经研磨并用丙酮清洗。 铸造碳化钨基片放入真空炉，水平仪校平，在其上面中心位置放置 c u 2 0 n i 3 5 m n 合金块。抽真空并加热，当温度达到1 0 5 0 。c 时保温1 小时，然 后随炉冷却至室温。 冷却后，将试样沿着基片的直径纵向剖开，将剖面抛光到0 2 5 9 m ，用相 机拍摄合金在基片上的侧面轮廓，从照片上直接测量润湿角0 的大小。用扫 描电镜( s e m ) 观察合金与铸造碳化钨基片之间的界面结合状况，并用能谱 仪( e d s ) 对界面进行线分析，以研究界面两侧的元素分布状况。 2 2 试验结果 c u 2 0 n i 3 5 m n 合金熔化后在铸造碳化钨基片上铺展开来，图3 2 为合金 第_ 二章c u - n i m n 合金铸造碳化钨界而特性研究 在基片上的侧面轮廓照片。经过测量，c u 2 0 n i 3 5 m n 合金对铸造碳化钨的润 湿角约为1 4 。，说明c u 2 0 n i 3 5 m n 合金对铸造碳化钨具有比较好的润湿性。 图32c u 2 0 n i 3 5 m n 合金在基片上的侧面轮廓形貌 图3 3 为c u 2 0 n i 3 5 m n 合金与铸造碳化钨结合界面的s e m 图像。由图 可以看出c u 2 0 n i 3 5 m n 合金与铸造碳化钨界面结合良好，即使在1 0 0 0 倍下 观察也没有发现界面上存在明显缺陷。 ( 1 ) 8 0 倍( 2 ) 1 0 0 0 倍 图33 c u 2 0 n3 5 m n 合金与铸造碳化钨结合界面s e m 图像 ( 1 ) c u 元素 ( 2 ) m n 元素 第三章c u n i m n 台金，铸造碳化钨界面特性研究 ( 3 ) n i 元素( 4 ) w 元素 图3 4c u 2 0 n i 3 5 m n 合金与铸造碳化钨界面两侧元素分布e d s 分析曲线 ( 图中界面左侧为c u 2 0 n i3 5 m n 合金，右侧为铸造碳化钨) 图3 ，4 为c u 2 0 n i 3 5 m n 合金与铸造碳化钨界面两侧元素分布的e d s 分i 曲线。分析结果表明，在c u 2 0 n i 3 5 m n 合金与铸造碳化钨的界面上基本上没 有发生c u 、n i 、m n 元素的扩散，而w 元素在界面两侧很窄的范围内( 约l 2 u m ) 有向c u 2 0 n i 3 5 m n 合金中扩散的现象。元素的扩散有利于界面结合强 度的提高。 3 烧结c u n i m n 合金与铸造碳化钨的界面结合强度 3 1 试验方法 由于硬质合金的高硬脆性，故界面结合强度的考核多采用剪切强度指标。 本试验利用真空热压烧结技术制备剪切试样，通过剪切试验测量铸造碳化钨 和烧结c u n i m n 合金之间的界面结合强度。试验方法如下：用线切割从自 贡产铸造碳化钨棒料上切取直径为5 8 r a m 的圆棒，置于图3 5 所示的石墨 图35 剪切试样烧结模具示意图 第三章c u - n i m n 合金铸造碳化钨界面特性研究 图3 6 剪切试样示意图 图3 7 剪切试验装置 模具中央，在其周围填充颗粒平均尺寸为1 5 8 p m 、混合均匀的c u 2 0 n i 3 5 m n 和c u 2 0 n i 2 0 m n 合金粉末。将模具放入真空烧结炉，在顶端旌加压力p 使其 对粉末产生0 5 m p a 的压强，边抽真空边加热升温，当温度升高到9 8 0 。c 后 保温1 小时，然后随炉冷却。试验烧结了三种不同的试样( 见表3 1 ) ，所得 试样编号为j 1 、j 2 、j 3 。烧结成形后从每个试