阮鴻雁 沈 琪 宋振達(dá)

1.江蘇大學(xué)，鎮(zhèn)江，212031 2.江蘇金華廈電氣有限公司，鎮(zhèn)江，212200

0 引言

本文采用自蔓延反應(yīng)合成技術(shù)，在鑄鐵表面制備出一層TiC陶瓷顆粒增強(qiáng)Al3Ti金屬間化合物基復(fù)合涂層材料，使陶瓷顆粒增強(qiáng)相和金屬間化合物集中分布在鑄鐵表面易磨損部位［1－5］，大幅提升其硬度及耐磨性，復(fù)合工藝簡單，成本低廉，具有一定的工程應(yīng)用價(jià)值［6－8］。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)采用市售鈦粉（質(zhì)量分?jǐn)?shù)不小于99.0%，325目）、鋁粉（質(zhì)量分?jǐn)?shù)不小于99.0%，325目）和石墨粉（質(zhì)量分?jǐn)?shù)不小于99.85%，粒度不大于30μm），將原料粉末分別以TiC和Al3Ti化學(xué)劑量按下列反應(yīng)方程配比：x（Ti＋C）＋（1－x）（3Al＋Ti）→xTiC＋（1－x）Al3Ti［1－3］。將稱量好的原料粉末在行星式球磨機(jī)上混粉24h，球料比為3∶1（磨球?yàn)楝旇颍?。將混合均勻后的粉末壓制成厚度?mm、直徑為16mm的圓柱狀預(yù)制塊，致密度約為50%，在150℃下真空干燥6h并自然冷卻到室溫。采用PVA（聚乙烯醇）－水泥砂造鑄型［9］，基體材料采用灰鑄鐵（10kg），并用4%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的PVA水溶液將干燥后的預(yù)制塊粘固在鑄型表面（圖1），自然風(fēng)干后，在300℃下預(yù)熱鑄型2.5h，將要澆注的鐵液加熱至1400℃時(shí)，插鋁脫氧，隨后將鐵液澆入鑄型中進(jìn)行熱爆反應(yīng)，冷卻后得到表面復(fù)合材料。通過線切割方法將該材料加工成10mm×10mm×10mm的試樣。采用Rigaku D/Max－2500/pc型X－ray衍射儀（XRD）分析熱爆產(chǎn)物及涂層的相組成；采用JSM－7001F型掃描電鏡（附帶Inca Energy－350型X射線能譜儀）觀察熱爆產(chǎn)物及涂層微觀組織和界面形貌，并定性分析其成分。

圖1 鑄型簡圖

采用HVS－1000顯微硬度計(jì)測試材料的顯微硬度（加載質(zhì)量15g，加載時(shí)間10s）。采用MG－2000型高溫磨損試驗(yàn)機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行耐磨性測試，磨損試驗(yàn)的示意圖見圖2。試驗(yàn)溫度分別為25℃、200℃、400℃，載荷為150N，滑動(dòng)速度為1m/s，滑動(dòng)距離為1.2×103m，對(duì)磨盤為 D2鋼（φ70mm×8mm），磨損試樣尺寸為 φ6mm×12mm。用電子分析天平E180（精度為10－5mg）稱量試樣在磨損前后的質(zhì)量差值，取3個(gè)試樣的平均值。磨損體積ΔV按下式計(jì)算：

式中，Δm為磨損失重；ρ為試樣密度。

圖2 磨損試驗(yàn)示意圖

2 結(jié)果及討論

2.1 復(fù)合涂層的物相組成

表面復(fù)合涂層端面的XRD分析結(jié)果如圖3所示。可知預(yù)制塊反應(yīng)完全且產(chǎn)物純凈，只存在Al3Ti和TiC相，這說明在Al、Ti、C三種元素組成的體系中，經(jīng)高溫鐵液引發(fā)其發(fā)生自蔓延反應(yīng)，Al3Ti和TiC是最終穩(wěn)定存在的相。TiC含量為20%～40%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)），TiC衍射峰強(qiáng)度逐漸變強(qiáng)；Al3Ti衍射峰強(qiáng)度相應(yīng)變?nèi)酢?/p>

圖3 表面復(fù)合涂層XRD分析

2.2 表面復(fù)合涂層的微觀組織結(jié)構(gòu)

圖4為不同成分復(fù)合涂層的微觀形貌。表面復(fù)合涂層組織致密，TiC顆粒均勻分布在基體相Al3Ti中。隨著TiC含量的增加，顆粒尺寸逐漸減小，其形貌由長條狀向粒狀轉(zhuǎn)化。TiC含量為20%時(shí)，顆粒呈條狀，如圖4a所示。隨著TiC含量的增加，條狀顆粒隨之減少，粒狀顆粒相應(yīng)增加。當(dāng)TiC含量增大至40%時(shí)，增強(qiáng)相的形態(tài)也完全轉(zhuǎn)變?yōu)榱?，如圖4b、圖4c所示。

圖4 不同成分復(fù)合涂層微觀形貌

Al與Ti在695℃發(fā)生反應(yīng)，放出熱量，引發(fā)Al－Ti－C體系整體反應(yīng)。采用鑄造反應(yīng)合成技術(shù)制備表面復(fù)合材料時(shí)，由于鐵液溫度達(dá)到1400℃，反應(yīng)Ti＋3Al→Al3Ti、Al3Ti＋C→TiC＋3Al、Ti＋C→TiC可以在瞬時(shí)發(fā)生。Al－Ti起到引燃作用，使此體系的點(diǎn)燃溫度低于鐵液溫度近700℃，即使考慮到鐵液澆入鑄型發(fā)生急冷，出現(xiàn)大幅度的降溫，同樣可以保證在此過程中Al－Ti－C體系反應(yīng)完全，產(chǎn)物純凈。由圖4可知，涂層組織致密，生成的TiC顆粒隨著TiC含量的增加，顆粒尺寸逐漸減小，其形貌由長條狀向粒狀轉(zhuǎn)化。復(fù)合涂層形貌變化規(guī)律與自蔓延產(chǎn)物形貌相同，主要由于TiC含量較低，體系放熱量較少，反應(yīng)初期部分Al3Ti局部熔化，TiC以殘留Al3Ti為核心形成，呈條狀。隨著TiC含量的增加，體系的放熱量不斷提高，反應(yīng)初期局部熔化Al3Ti數(shù)量及體積都在減少，條狀顆粒隨之減少，粒狀顆粒相應(yīng)增加。當(dāng)TiC含量增大至40%，Al3Ti完全融化，增強(qiáng)相的形態(tài)也完全轉(zhuǎn)變?yōu)榱睢?/p>

圖5為40%TiC/Al3Ti表面復(fù)合材料的EDS分析結(jié)果。圖5a為基體相電子能譜分析（EDS）分析結(jié)果，主要含有Al、Ti元素，且原子比近似為3∶1，結(jié)合上述XRD分析結(jié)果，可以確定基體相為Al3Ti。圖5b是顆粒相EDS分析結(jié)果，由圖5b可知其含有Ti、C元素，同樣結(jié)合XRD分析結(jié)果，可以確定顆粒相為TiC。

圖5 40%TiC/Al3 Ti復(fù)合涂層的EDS分析

TiC/Al3Ti復(fù)合涂層橫截面形貌如圖6所示，左邊為鐵基體，右邊為TiC/Al3Ti復(fù)合涂層，中間部位為復(fù)合涂層界面結(jié)合處。TiC/Al3Ti涂層與鐵在界面呈良好的冶金結(jié)合，局部區(qū)域有少量氣孔，無裂紋存在，結(jié)合處有明顯的過渡區(qū)。復(fù)合涂層基體上均勻地分布大量TiC顆粒。

圖6 30%TiC/Al3 Ti復(fù)合涂層的橫截面

2.3 表面復(fù)合涂層的硬度與磨損性能

圖7所示為不同TiC含量復(fù)合涂層的顯微硬度分布。由圖7可知，表面TiC/Al3Ti復(fù)合涂層的硬度明顯高于鐵基體的硬度。表層涂層硬度隨著離端面的距離的增大逐漸減小至與鐵基體硬度相同，硬度在沿涂層厚度方向呈明顯的梯度變化。同時(shí)，由圖7可以發(fā)現(xiàn)，隨著TiC含量的增加，涂層的硬度整體上呈增大態(tài)勢，這主要是由于TiC顆粒為硬質(zhì)顆粒，在復(fù)合涂層中作為增強(qiáng)相，其含量的增加必然促使涂層的硬度增大。

圖7 不同復(fù)合涂層顯微硬度

圖8所示為鑄鐵基體與表面復(fù)合涂層的磨損體積隨環(huán)境溫度變化曲線。由圖8可知，表面復(fù)合涂層的磨損體積要小于鑄鐵基體的磨損體積，隨著環(huán)境溫度的升高此種趨勢越發(fā)顯著。伴隨著環(huán)境溫度的升高，鑄鐵基體的磨損體積呈明顯上升趨勢；而復(fù)合涂層磨損體積變化微小，呈緩慢上升趨勢。從磨損體積角度觀察，在25℃時(shí)，鑄鐵的磨損體積為表面涂層的3.43倍；200℃時(shí)，鑄鐵的磨損體積為表面涂層的3.96倍；400℃時(shí)，鑄鐵的磨損體積為表面涂層的7.33倍。

圖8 鑄鐵基體與表面復(fù)合涂層磨損體積

隨著溫度的升高，鋼的強(qiáng)度降低，耐磨性也隨之降低，表面復(fù)合涂層的磨損體積總體呈微弱上升趨勢，這是由于金屬間化合物Al3Ti特性和陶瓷顆粒TiC的增強(qiáng)作用的緣故。這說明TiC/Al3Ti表面復(fù)合涂層具有較高的高溫強(qiáng)度和高溫耐磨性。綜上分析可知，表面復(fù)合涂層的磨損性能要優(yōu)于鐵基體的磨損性能，此種優(yōu)勢隨著溫度的升高更為顯著。

3 結(jié)論

（1）在熔融鐵液作用下，Al－Ti－C體系反應(yīng)完全，制備出純凈的TiC/Al3Ti表面復(fù)合涂層材料。

（2）表面復(fù)合涂層中，TiC顆粒鑲嵌在Al3Ti基體上，涂層致密。當(dāng)TiC含量較少時(shí)，顆粒呈條狀；隨著TiC含量的提高，顆粒尺寸逐漸減小，由長條狀向粒狀及細(xì)粒狀轉(zhuǎn)化。涂層與鐵基體界面為良好的冶金結(jié)合。

（3）隨著涂層中TiC含量的增加，材料的硬度有所提高，表面復(fù)合涂層的硬度明顯高于鐵基體的硬度。TiC/Al3Ti表面復(fù)合涂層的磨損性能要優(yōu)于鐵基體的磨損性能，且隨著溫度的升高更為顯著。

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