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1、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 Mn 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 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不同颗粒含量(0-4 5 v o l.%)的铸造碳化钨颗粒增强C u-N i-Mn 合金基复合材料;以不同粒度的S 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-Mn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
2、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、J 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。通过时效处理，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ABS TRCT ABS T RAC T T h e a g e h a r d e n i n g c h a r a c t e r i s t i c o f a s-c a s t C u 2 0 N i 2 0 M n a n d C u 2 0 N i 3 5 Mna
3、l l o y s a n d t h e i n t e r f a c e c h a r a c t e r i s t i c b e t w e e n t h e a l l o y a n d c a s t t u n g s t e n c a r b i d ew e r e s t u d i e d,a n d o n t h e b a s i s o f t h i s s t u d y,c o m p o s i t e s o f C u-N i-Mn a l l o yr e i n f o r c e d w i t h d i ff e r e n t
4、v o l u m e f r a c t i o n (0-4 5 v o l%)a n d d i ff e r e n t s i z e(4 2-3 6 2 1x m)o f c a s t t u n g s t e n c a r b id e p a rt i c l e s w e r e m a d e b y v a c u u mh o t-p r e s s i n g l i q u i d s i n t e r in g t e c h n o l o g y.P i n o n d i s k t w o b o d y a b r a s i o n t e
5、s t s h a v eb e e n p e r f o r m e d w i t h d i f f e r e n t s i z e o f S i C a b r a s i v e u n d e r d i f f e r e n t l o a d s.T h er e s u l t s s h o w t h a t t h e c o m p o s i t e s w e r e m o r e w e a r r e s i s t a n t t h a n t h e m a t r i x,c o n t r i b u t i n g t o t h e
6、v o l u m e e ff e c t a n d s i z e e ff e c t ,t h e w e a r r e s i s t a n c ei n c r e a s e s w i t h t h e p a r ti c l e c o n t e n t a n d s i z e.T h e c o m p o s i t e s h o w s b e tt e r w e a rr e s i s t a n c e t h a n h i g h c h r o m i u m c a s t i r o n m a t e r i a l e s p e
7、 c ia l l y i n l o w l o a d a n d f i n ea b r a s i v e t e s t c o n d i t i o n.T h e r e s u l t s a l s o i n d i c a t e t h a t t h e c o m p o s i t e s t r e n g t h e n e db y a g e i n g t r e a t m e n t w a s m o r e w e a r r e s i s t a n t t h a n a s-c a s t c o m p o s i t e.K e
8、y w o r d s P a rt i c l e r e in f o r c e;C a s t t u n g s t e n c a r b i d e;C o m p o s i t e;A b r a s i v e w e a r第一章 问题的提出 第一章 问题的提出I 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
9、左右 1 1 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 1 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 年提出一个简单的磨料磨损模型
10、并推导出 计 算材 料体 积损失的 数学表 达式 2 1，即(1 一1)尸一H K -一V一L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 以上表达式表明，在一定的磨料条件;，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 X 1 0-2 X 1 护第一章 问题的提出之间，而三体磨料磨 损系 数在 1 0 2,1 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
11、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，磨粒如同刀具一样在表面进行切削，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
12、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，可能把已堆积的材料压平，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
13、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 1。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
14、 损失 3 1 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体中呈网 状分布，脆性大，整体硬度也不高，使其使用范围受到限制闪。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 3 C型碳化物变 成具有更高硬度(H V 1 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 7 C
15、。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。己有学者指出，以高铬铸铁
16、为代表的合金白口铸铁的耐磨性进一步提高的潜力己 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设计性，使其具有可能比 合金白口 铸铁更高的抗磨料磨损潜力 一3_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、镁合金及钦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 较成熟的加工工艺5 1
17、 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，适于批量生产等优点6 1，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7 1。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6 1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 1 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
18、，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，有些学者对颖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1 0 用搅动铸造法制备了s i c颗 1 0.一粒增强铝合金(A l-4.5%C u-1.5%M g)基复合材料，并研究了材料的二体磨料磨损性能。磨损试验在销一盘试验装置上进行，所用载荷为 3.1 5 N，对试样产生相当于 0.4 3 2 MP 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 一4-E 1 0
19、-1铸态时效d(S i C p 卜2 9 W n 0.1 0.2s i c颗粒体积分数10)10。第一章 问题的提出铸态讥(S i C p)=0.2 5护护 么、谁，。一，结果如图 1.1。S i c 颗 粒尺寸P M S i c颗粒体积分数s i c 颗粒增强A 卜 4.5%C u-1.5%M g 合金基复合材料的磨损率与s i c 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)的关系曲线由图 1.1 可以看出，铸态的A l-4.5%C u-1.5%MR 基体合金在试验条件下的磨损率为1.6 X 1 0-Z m m /N.m,随着s i c 颗粒的加入
20、，复合材料的磨 损率逐渐减小，当s i c 增强 颗粒尺寸为1 0.7 t m、体积 分数达到0.2 5 时，磨损率为 1.3 1 X1 0 3 m m /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0.2 5、尺寸为2 9 L m时，复 合材料的 磨损率为4.1 2 X 1 0-3 m m I N-m，比s i c 尺寸为1 0.7 1t 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，基体合金与复合材料试样的硬度都得
21、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 i t】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 l-4.O C u-0.7 S i-0.4 6 M g-0.2 7 F e-O.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:增强颗粒的 尺寸为7 5 一 1 5 0 g 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 A m.载荷大于1 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
22、 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 题的提出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。9,C 王:+磨料尺寸一占曰，.产白叫、哥嘱翅声 2 日(1)0 1 2 3 4 567 8 0 1 2 载荷，N料20场12日40一七一沪凸1.讲心迎3 TI-Er4 5 6 T 8，N 图1.2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
23、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 t 2 1 1 t 3 1 文献p 4 则研究了在纯铜基体中分布有不同尺寸A 1 2 0 3 或WC/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 1 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
24、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寸 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WC(W2 C)比A 1 2 0 3 颗粒硬度高，在同 样磨损条件下，C U/WC(W2 C)组成合金的磨损率远低于C L/A 1 2 0 3 的磨损率。作者通过第一章 问题的提出3 0!W C N7,C)+7 0%C.叫时3 0%A 4 0 3+7 0%C u早“c目 s i c0201
25、国国日、阶口臼目S i c目A l,0 3目 石榴子石Uono22，02六乙乃d.今去86月n曰门目0今0 400 H Si仁(1)bD闰日、昌，斟;0 5 0 1 0 0 1 5 0 2 0 0 2 5 0 3 0 0 颗粒尺寸，PM0 占5 0 1 0 0 1 5 0 2 0 0 2 5 0 3 0 0 颗粒尺寸，P M图1.3 C u/A I z O a(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/WC(W2 C)组成合金和高铬铸铁 的 磨 损 率 分 别 为1.1 5 X 1 0-
26、2.,/N-k g 和4.4 1 X 1 0-2 m m /N-k g 可 见，组成合金耐磨性比 高铬铸铁高 近四 倍。文献p 5 对真空 熔铸法制备的 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
27、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，在一个磨料磨损系统中，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 问题的提出金自 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
28、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
29、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，以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-Mn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-
30、M n 合金的研究 第二章 高强度、低熔点C u-N i-Mn 合金的研究I 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，这在前面己有介绍。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种既具有较高强度又具有较低熔
31、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。一般来讲，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，但可显著高于轻合金。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-Mn合金的时效硬化特性 C u-N i-Mn 合金是一种具有强烈时效硬化特性的材料，目 前主要用于代替被青铜做弹性元件。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 。由 相图 可以 看出只有当Mn 和N i 的含量都超过 1 0%才有Mn
32、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Mn 和N i 的含量都超过 飞 5%时刁有明显的时效强化效果。文 献1 1 7 1 对C u 2 0 N i 2 O M n 合金进行了比 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 0C 淬火，然后在4 0 0 -4 5 0 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)的合金淬火后第二章 高强度、低熔点C u-N i-Mn 合金的研究C,.1 0 2 0 刃4 0 5 0 6 0 7 0 8 0 e 0 y M n,%(1)液相面
33、等温线投影图 M n%(2)固相面等温线投影图M n,%(3)C u-N i-Mn 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 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。都在1 4 7 0 MP a 以上，已 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。、与其熔点T,n 的比值为强熔比。越大，则材料越适合作基体材料。表 2.1中列出了几种合
34、金材料的强熔比C。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，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 O M n 合金既具有较高的强度，又具有较低的熔点，其 值最大。由此可以看出C u 2 0 N i 2 O Mn 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抗拉强度 MP a熔点10l4 铸造铝合金C u 2 0 N i 2 0 Mn 合金夔6 0 0之1 4 7 06 0 0-1 0 5 0高强度钢1 2 0 0 -1 8 0 0一1 5 0 0 0.8 1.23
35、铸态C u-N i-Mn 合金的时效硬化特性 由于C u 2 0 N i 2 O 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-Mn 合金三元相图(图2.1)可以看出，C u-N i-M:合金的熔点取决于Mn 的含量，在含N i 量保持2 0%不变时，3 5%左右的含Mn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Mn 含量不同的C u-N i-Mn 合金的 熔点，并研究了两种铸态C u-N i-Mn 合金的时效硬化特性。3.1试样的制备 制备名义成分为C u
36、 2 0 N i2 O Mn 及C u 2 0 N i 3 5 Mn 的两种合金试样。原料为2 号电解铜、3 号电解镍及J Mn 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 左右，试样浇铸成q)2 0 X 2 0 0 m m的圆棒，以便于截取小试样。经分析两种合金的化学成分如表2.2 所示。经 表2.2 C u-N i-M。合金的化学成分试样化 学 成 分NiMnF eCuCu 2 0 Ni 2 O Mn2 0.6 52 0.1 50.2 8余量Cu 2 0 Ni 3 5 Mn1 9.7 83 4.8 70.41余量过测量，
37、铸态C u 2 0 N i 2 O Mn 合金与铸态C u 2 0 N i 3 5 Mn 合金试样的维氏硬度分第三章 C u-N i-M n 合金1 铸造碳化钨界面特性研究 第三章 C u-N i-Mn 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，
38、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 8 1 一般而言，金属基复合材料的界面具有以下I 七 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，很大程度卜 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
39、 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，有利于提高复合材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材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 _子 7_第二章 C u-N i-M n 合金/铸造碳化钨界面 特性研
40、究相 互作用，即 物理 作用 和化学作用 1 9 。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Or L V、17 s v、Q s
41、 L 以 及 液体对固 体的 润湿角0 图3.1 所示)应遵循杨氏方程式。0L V6 LV 0s u口s L月门-一-J-一一一 一.脚卜o s U口 s L(a)0 9 0,C (b)0 9 0,C 图3.1液体对固体表面的润湿情况(T.S V 一 C,=C,v c o s 口(3 一1)c o s o=三 s v-7 s r.(3-2)61 V 若叽。0-,4L，则c o s 0 9 0 0，液体 不能 润湿固 体，。越大，液体对固体的润湿能力越差。当0=1 8 0“时，固体表面完全不能被液体润湿，液体呈球形。若。L V)a s!一。、，则。c o s 0 1,0 9 0 ，液体能 够润
42、湿固 体，且。角越小，液体对固体的润湿能力越强。陶瓷颗粒与金属基体间难以润湿的原因就在于熔融金属的表面张力一般第三章 C u-N i-M n 合金畴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。2 C u-N i-Mn 合金对铸造碳化钨的 润湿性研究 文献2 0 利用“U”形管道浸润高
43、 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 Mn 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 O Mn 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 Mn 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 1 1。用 线 切割从 铸 造碳化钨棒料 上 切 取一 个
44、。2 5 X 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 1 x 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 X 4 X 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 Mn 合金块。抽真空并加热，当温度达到1 0 5 0 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。.2 5 t 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
45、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 Mn合金熔化后在铸造碳化钨基片上铺展开来，图3.2为合金第四章 铸造碳化钨/C u-N i-M n 复合材料的制备第四章 铸造碳化钨/C u-N i-Mn 复合材料的制备1 颗粒增强金属基复合材料的制备工艺 根据制备过程中合金基体的状态不同，可分为液相制备法、固相制备法和两相制备法。1.1液相制备法 主要包括混合法和浸渗法 5 1混合法就是向 液体合金喷射颗粒或在搅拌液体合金的同时加入颗粒的方法。喷射法是将颗粒用非活性气体喷射到金属融体中
46、或浇铸时的液流上，使其随溶液翻动而分散，这种方法虽然简单，但很难控制颗粒的含量和分布的均匀性。搅拌法则是通过高速旋转的搅棒使完全液态的金属融体产生漩涡，向漩涡中逐渐加入颗粒等增强物，由于漩涡的抽吸作用，颗粒卷入溶液中，待分散后浇入金属型，用挤压铸造等适当的铸造方法成型。目 前该方法中最为成功的是D u r a l 法，其主要特点是整个材料的制造过程都在真空容器内进行，避免了气体和夹杂的污染，使用多级倾斜叶片组成的搅棒，转速高但不形成漩涡，可避免气体和氧化膜的卷入。搅拌法能制备出性能较好的复合材料，但该方法制备的材料中增强体往往会发生偏聚，同时界面反应亦较为严重，如不采取措施，成品中会出现较多的
47、的气孑 L o 浸渗法就是将增强体制成预制件，放在金属压型内的适当位置，浇注金属液，利用压力或离心力使得液体合金渗入预制件的间隙中，凝固后就是所要求的金属基复合材料。这种方法可以排除增强体与金属液之间的润湿性、反应性、比 重差 等因 素 的影响2 2 1。但是增强 体 容易 受 损，对很细的 增强 颗粒而言预制件制作比较困难，成分不均匀，设备也比较复杂。1 2固相制备法 包括粉末冶金法、快速合成法和自 蔓延高温合成法。陶瓷一金属复合材料的最常规制备方法是粉末冶金的方法。粉末冶金法是将金属基体粉末与增强体颗粒在固态混合后，经成形和烧结等工序而制得致密材料的方法。按烧结过程中有无液相出现分为液相烧
48、结和固相烧结;按 ，2 a-第四章 铸造碳化钨/c u-N i-M n 复合材料的制备烧结过程是否施加压力又可分为常压烧结、热压烧结和热等静压烧结等。尽管这种工艺在制备复合材料的过程中表现出 很多局限性，如工艺流程复杂，过程控制较难，烧结温区狭小，耗时耗能，制品成本高，但它仍是当今制备和研究陶瓷一金属复合材料的一个重要方法。这主要是由于使用这种工艺增强体的含量可以任意选择，增强体分布均匀，易于大规模生产，而且材料性能 比 较 稳 定 2 3 1 快速合成法包括动态固结法和高能高速合成法，该方法可使复合材料在很短的时间里固结成形，减少了颗粒与基体的界面反应程度，但是不能精确地控制工艺参数，不易获
49、得均匀而无裂纹的试样。自 蔓延高 温合成法(S e l f-p r o p a g a t i n g H i g h-t e m p e r a t u r e S y n t h e s i s，简称S H S)是借助反应物间固相反应所放出的巨大热量维持反应的自 发持续进行，从而使反应物转变为生成物的材料制备新工艺。有两种基本模式，一是从局部引燃粉末体接着燃烧波通过分体的自 蔓延模式，一是迅速加热粉末体直到合成反应在整个粉木体内部同时发生的整体反应模式。该方法的优点在于过程简单，产品纯度高，易获得复杂的相或亚稳定相、应用范围广等，其缺点是不易获得高密度的产品，不能严格控制反应过程和产品的性
50、能，且所用原料往往可燃、易 爆或 有毒，需要采取特殊的 安 全 措施 15 11.3两相制备法 这主要是指部分凝固制备法，即将颗粒加入到部分凝固的合金中进行铸造或挤压等加工的方法，此方法的优点在于对润湿性的要求不高。此外还有一种较新的方法反应合成原位复合法，即利用原材料间的反应或原材料与周围气体的反应，实现原位复合。2 试验材料2.1增强颗粒 增强颗粒采用自 贡硬质合金厂生产的粒状铸造碳化钨合金。铸造碳化钨是以金属钨粉和碳化钨为原料，按一定配比混合，将混合好的炉料装入石墨舟中压实，再置于温度3 0 0 0 左右的熔炼炉中熔炼，通过一定时间的保温而 ，2 5第五章 铸造碳化钨/C u-N i-M