王振廷， 高紅明

(黑龍江科技大學 材料科學與工程學院，哈爾濱150022)

0 引 言

近年來，隨著科學技術的發(fā)展，新型材料不斷涌現(xiàn)，但仍未解決機械零部件間磨損造成巨大材料浪費的問題［1］。目前，用性能優(yōu)異的耐磨材料來制造摩擦副零部件是降低磨損的有效途徑之一。TiB2為C32 型結構，屬六方晶系的準金屬化合物，以Ti—B 價鍵形式結合，晶體結構中的硼原子面和鈦原子面交替出現(xiàn)構成二維網(wǎng)狀結構。正是由于TiB2這種網(wǎng)狀結構，使其具有了高硬度和高溫穩(wěn)定性，又由于原位合成的TiB2顆粒彌散分布在材料中，這樣不但起到了彌散強化和固溶強化的作用，還降低了材料的脆性［2－4］。TiC 硬度高、顆粒細小，可使合金具有較好的抗沖擊磨損能力。TiC-TiB2原子間的金屬鍵與共價鍵是通過強結合鍵相連的，具有原子間結合力強、硬度高及高溫抗氧化性能優(yōu)異等特點，因此，以TiC-TiB2為增強相的金屬基復合材料具有高的硬度和耐磨性及優(yōu)良的高溫抗氧化性，更易成為新型耐磨材料［5－6］。研究表明，原位合成的粒子或晶須也可改善高硬度復合材料的強度和抗裂性能。

氬弧的熱量集中、能量密度介于自由電弧和壓縮電弧之間，且加工件被氬氣包圍、加熱、冷卻時不易氧化、燒損輕，因此，適用于多種材料［7－9］，且氬弧技術的裝備機動靈活性高，操作方便靈活，工藝穩(wěn)定，適應性強，使氬弧技術得到材料工作者的廣泛重視［10－11］。目前，還未見到國內(nèi)外學者對氬弧熔鑄原位合成TiC-TiB2/Fe 復合材料研究的報道［12］，因此，筆者采用氬弧熔鑄的方法來制備原位合成TiCTiB2/Fe 復合材料，以期提高鐵基復合材料的性能。

1 實 驗

1.1 材料與制備

熔鑄材料選用純的Fe、Ti、B 和C 粉自行配置合金粉末，通過大量的實驗研究，并綜合考慮材料的硬度、耐磨性及韌性，設計出Fe、Ti、B、C 最佳質(zhì)量分數(shù)比為45 ∶30 ∶20 ∶5。粉末的平均粒徑為40～45 μm。將配置好的粉末在超聲波中混合分散1 h，混合均勻后用壓片機壓成φ12 mm ×2 mm 型坯，壓力為20 MPa。氬弧熔鑄膜采用石墨舟，在自制的熔鑄裝置(圖1)內(nèi)進行熔鑄，首先將該裝置抽成真空并通入氬氣進行保護，用型號為MW3000 的鎢極氬弧焊機進行氬弧熔鑄實驗，工藝參數(shù)為工作電壓14 V，焊接電流120 A，氬氣流量12 L/min。

圖1 氬弧熔化連續(xù)沉積示意Fig．1 Diagram of argon arc melting continuous deposition

1.2 分析與測試

采用MX2600FE 型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察制備的復合材料的微觀組織形貌;用XD －2 型X射線衍射儀并結合能譜分析儀(OX －FORD)對復合材料進行物相分析;用洛氏硬度計測量試樣的洛氏硬度;用MMS －2A 摩擦磨損試驗機在室溫干滑動的條件下進行測試，試樣尺寸為10 mm×10 mm×10 mm，對磨試樣采用外徑40 mm 經(jīng)淬火態(tài)的45#鋼環(huán)(硬度HRC 為56～58 GPa)，法向載荷180 N，轉速200 r/min，磨損時間2 h。以GCr15 工具鋼作為標樣，用電子天平稱量試樣和標樣的磨損量，以此來衡量復合材料耐磨性。

2 結果與分析

2.1 顯微組織及物相

圖2 為氬弧熔鑄TiC-TiB2/Fe 多相金屬間化合物耐磨復合材料的顯微組織形貌。

圖2 復合材料的組織形貌Fig．2 Microstructure of composite material

由圖2 可見，復合材料原位生成的顆粒呈塊狀、板條狀及多邊形，且顆粒結合地非常緊密，這一結構使該材料具有很高的硬度、很好的耐磨性。圖3 為復合材料的能譜圖，通過能譜分析可知，顆粒均是由Ti、B、C 三種元素組成的，且Ti、B 的含量較高，這說明復合材料中含有較多的硼化合物及少量的碳化物。由此推測可能生成了TiB、TiB2和TiC。

圖3 復合材料的衍射能譜Fig．3 Diffraction spectra of composite material

2.2 組織形貌及相組成

圖4 為氬弧熔鑄TiC-TiB2/Fe 耐磨復合材料的XRD 譜圖。通過對衍射峰的標定及能譜分析可知，復合材料組織組成相為α － Fe 相、TiB2顆粒相和TiC 顆粒相。又由衍射峰的高低可知，α －Fe 相和TiB2顆粒相的含量較多(圖4)。

圖4 復合材料的XRD 譜圖Fig．4 XRD pattern of composite material

2.3 TiC 和TiB2 顆粒相生成機理

B 元素在奧氏體內(nèi)溶解度極小，在結晶過程中B 被推擠在奧氏體晶界處，由于B 元素在晶界處的分布，阻礙了C、Ti 等元素的擴散，使得TiC 難以形核，為使TiC 形核，就必須降低溫度，所以TiC 合成的過冷度很大。而B 元素在高溫時特別活潑，非常容易吸附在TiC 表面，這種吸附不僅阻礙了TiC 的生長，同時硼在碳化鈦表面的富集也使得TiC 顆粒間的吞并傾向減小，使TiC 顆粒分布更加均勻化。因此，在B 含量不大的情況下，就可以出現(xiàn)較多的碳化。如果B 含量較多時，也可以生成TiB2和TiB。Ti、B 和C 元素之間可能生成TiC、TiB2和TiB，反應方程式為:

根據(jù)

可以計算反應(1)～(3)的反應生成焓H 與Gibbs自由能G。

其中，

式中，下標P 表示生成物，R 表示反應物。

根據(jù)熱力學數(shù)據(jù)表通過計算可知，TiC 和TiB2的Gibbs 自由能G 在300～2 500 K 的溫度內(nèi)均為負值，說明在熱力學上，反應(1)～(3)能夠發(fā)生。熱力學上，自由能變化最負(絕對值最大)的反應其所對應的產(chǎn)物相最穩(wěn)定，因此，通過計算可知TiB2和TiC 是TiC-TiB2/Fe 體系中的最穩(wěn)定相。由于氬弧熔鑄方法的溫度高于2 500 K，因此，在熱力學上采用氬弧熔鑄工藝完全可以原位合成TiB2和TiC。且TiB2的生成焓和吉布斯自由能均比TiB 的小，也說明更易生成TiB2。結合復合材料的X 射線衍射譜圖和顯微組織可以確定，復合材料中的增強相為TiB2顆粒和TiC 顆粒。

2.4 洛氏硬度

圖5 為用洛氏硬度計測得的復合材料的洛氏硬度分布曲線。由圖5 可見，復合材料的硬度較高，平均洛氏硬度約為9.37 GPa。

圖5 復合材料的洛氏硬度Fig．5 Rockwell hardness of composite material

2.5 耐磨性

圖6 為復合材料與GCr15 工具鋼在室溫干滑動磨損條件下，即相同載荷和相同時間下的相對耐磨性。由圖6 可以看出，氬弧熔鑄原位合成TiC-TiB2/Fe 復合材料的耐磨性約是GCr15 工具鋼的6 倍。這是由于氬弧熔鑄原位合成TiC-TiB2/Fe 復合材料中含有較多的TiB2顆粒，增強了復合材料的硬度，從而提高了其耐磨性。

圖6 復合材料與GCr15 的相對耐磨性Fig．6 Comparison of wear resistance for GCr15 and TiC-TiB2/Fe composites material

3 結 論

(1)以Fe、Ti、B 和C 粉為原料，采用氬弧熔鑄技術制備出原位合成TiB2和TiC 顆粒增強相的TiC-TiB2/Fe 耐磨復合材料。

(2)氬弧熔鑄原位合成TiC-TiB2/Fe 耐磨復合材料的主要組織組成相為α －Fe 相、TiB2顆粒相和TiC 顆粒相，顆粒緊密地結合，其中TiB2和TiC 顆粒呈塊狀、板條狀和多邊形。

(3)氬弧熔鑄原位合成TiC-TiB2/Fe 復合材料具有較高的硬度，平均洛氏硬度約為9.37 GPa。

(4)氬弧熔鑄原位合成TiC-TiB2/Fe 復合材料具有很好的耐磨性，約是GCr15 工具鋼的6 倍。

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