袁有錄，張 屹，李鑄國(guó)

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原位自生TiC-M7C3粒柱混雜結(jié)構(gòu)及其干滑動(dòng)摩擦學(xué)特性

袁有錄1，張 屹2，李鑄國(guó)3

(1. 三峽大學(xué)機(jī)械與動(dòng)力學(xué)院水電機(jī)械設(shè)備設(shè)計(jì)與維護(hù)湖北省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，宜昌443002；2. 常州大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，常州 213164；3. 上海交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院上海市激光制造與材料改性重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200240)

以Fe-Ni-Cr-Ti-C粉末為原料，采用等離子束原位冶金技術(shù)在低碳鋼表面合成顆粒柱體混雜增強(qiáng)TiC-M7C3/Fe復(fù)合涂層。利用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡、電子能譜、X射線衍射儀、同步熱分析儀及熱力學(xué)計(jì)算，分析TiC與M7C3混雜生長(zhǎng)特征，考察干滑動(dòng)摩擦條件下粒柱混雜結(jié)構(gòu)的摩擦學(xué)特性。結(jié)果表明：原位合成時(shí)初生相TiC可作為次生相M7C3的形核基底促進(jìn)M7C3形核；TiC-M7C3粒柱混雜與單一M7C3增強(qiáng)相比耐磨性提高了31.5%；其干滑動(dòng)摩擦溫升與滑動(dòng)距離之間符合指數(shù)漸近穩(wěn)定關(guān)系×c；混雜增強(qiáng)時(shí)，M7C3磨損面裂紋率和脆性剝落坑增加，涂層的干滑動(dòng)磨損機(jī)理主要為磨粒磨損和氧化磨損。

原位冶金；TiC-M7C3；混雜結(jié)構(gòu)；干滑動(dòng)；摩擦學(xué)

磨損是機(jī)械設(shè)備失效的主要原因。常用耐磨材料主要為高鉻鑄鐵，其增強(qiáng)相為復(fù)合碳化物M7C3。全世界鉻資源有限，我國(guó)又是貧鉻國(guó)家，近10年因鉻資源大量消耗，其價(jià)格也增長(zhǎng)了4~5倍，從而制約了高鉻耐磨材料的應(yīng)用。

原位自生TiC-M7C3多元混雜增強(qiáng)涂層近來備受關(guān)注。首先，原位自生的碳化物具有內(nèi)部缺陷少、分布均勻、表面無污染、與金屬基體潤(rùn)濕性好、結(jié)合強(qiáng)度高等優(yōu)點(diǎn)；其次，多元碳化物可以克服單一碳化物使用上的局限性，多元增強(qiáng)體之間可以“取長(zhǎng)補(bǔ)短”，對(duì)基體的增強(qiáng)產(chǎn)生“協(xié)同作用”[1?2]；最后，表面涂層技術(shù)可節(jié)省貴重材料的使用、改善材料表面性能、提高材料表面耐磨性、拓寬材料應(yīng)用領(lǐng)域。蘇允海等[3?4]以鈦鐵(Ti-Fe)、鉻鐵(Cr-Fe)、還原鐵粉(Fe)及石墨(C)為原料，配置了Fe-Cr-C和Fe-Cr-Ti-C系合金粉末，采用等離子堆焊設(shè)備在20 g鋼板表面制備了TiC-M7C3/Fe涂層，研究了涂層的組織及其協(xié)同抗磨性能，得出Fe-Cr-Ti-C系合金比相同Cr含量的Fe-Cr-C系合金硬度更高，抗磨損性能更好的結(jié)論。但有關(guān)原位自生TiC與M7C3混雜生長(zhǎng)特征及其干滑動(dòng)摩擦磨損機(jī)理方面的研究仍然較少。

因此，本文作者分別以Fe-30Ni、Cr粉、Ti粉及石墨為原料，配制Fe-Ni-Cr-Ti-C混合粉末；采用等離子束原位冶金工藝，在Q235基板上通過原位反應(yīng)制備TiC-M7C3混雜增強(qiáng)Fe基復(fù)合涂層；分析TiC顆粒與M7C3柱體在涂層中的混雜生長(zhǎng)特征，并考察TiC-M7C3粒柱混雜結(jié)構(gòu)的干滑動(dòng)摩擦學(xué)特性。

1 實(shí)驗(yàn)

制備涂層的基板為普通結(jié)構(gòu)鋼Q235A，尺寸 100 mm×50 mm×5 mm，對(duì)表面進(jìn)行噴砂處理以去除板材軋制過程中所形成的斑跡、結(jié)疤、氧化皮等。制備TiC-M7C3/Fe復(fù)合涂層的原料為Fe-30Ni、Cr粉、Ti粉及石墨(成分見表1)。為了與原位自生的TiC混雜M7C3增強(qiáng)Fe基涂層進(jìn)行對(duì)比分析，同時(shí)制備了不加Ti粉的M7C3/Fe涂層。制備TiC-M7C3/Fe涂層時(shí)粉末的混合比例(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為24% Cr、1% Ti、4.89% C、其余為Fe-30Ni。為了與TiC-M7C3混雜增強(qiáng)鐵基涂層的性能進(jìn)行對(duì)比分析，本文作者同時(shí)又制備了不含TiC的單一柱狀碳化物M7C3增強(qiáng)鐵基涂層M7C3/Fe，制備該涂層的粉末混合比例為24% Cr、4.87% C、其余為Fe-30Ni。

表1 粉末化學(xué)成分

本研究采用等離子弧原位合成法用來制備涂層。制備前，先把各粉末進(jìn)行干燥處理(120 ℃，1 h)，然后依混合比例稱取粉末并混合。待粉末混合均勻后裝入粘結(jié)在基板上的保溫套(剛玉)并壓實(shí)。工藝中使用保溫套的目的：一是防止較輕混合粉末在等離子弧加熱過程中被氣體及等離子弧產(chǎn)生的離子流力、斑點(diǎn)壓力等驅(qū)散；二是降低涂層的冷卻速度，延長(zhǎng)熔池中元素原位反應(yīng)時(shí)間，使碳化物晶體得到生長(zhǎng)。等離子弧原位冶金時(shí)，先用非弧對(duì)保溫套中表層粉末進(jìn)行預(yù)熔化(因非弧的等離子流力較低，可避免粉末濺出)，然后再切換至轉(zhuǎn)弧加熱，因其溫度較高(10000~ 15000 ℃)，會(huì)迅速熔化粉末并與基體達(dá)到冶金結(jié)合。

涂層制備后用線切割切下試樣，經(jīng)制樣拋光后，用腐蝕劑((HCL):(C2H5OH)=1:1)對(duì)試樣進(jìn)行腐蝕。用MDJ200型光學(xué)金相顯微鏡觀察金相組織。用JSM?6510LA型掃描電鏡分析磨損面及磨損磨粒的微觀結(jié)構(gòu)。用Inca X-Max 能譜儀分析組織與磨粒元素組成及含量。用DX?2700X型X射線衍射儀分析涂層物相組成。用HV1000型顯微硬度計(jì)測(cè)量顯微硬度，載荷質(zhì)量為300 g，加載時(shí)間10 s。

干滑動(dòng)摩擦磨損試驗(yàn)在M?2000型試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。摩擦條件為：載荷200 N，滑動(dòng)速度0.836 m/s，滑動(dòng)距離500 m。涂層為上試樣，尺寸30 mm×7 mm×5 mm，表面粗糙度a≤0.6 μm。下試樣(偶件)為T10鋼輪，內(nèi)外徑分別為40 mm和16 mm，厚度為10 mm，經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后洛氏硬度為(60±1) HRC，表面粗糙度a≤0.8 μm。摩擦因數(shù)由試驗(yàn)機(jī)自動(dòng)采集，采集頻率為100次/s。摩擦溫升由試驗(yàn)機(jī)自帶的紅外測(cè)溫儀自動(dòng)測(cè)量并記錄(測(cè)溫范圍0~500 ℃)。

材料的耐磨性能一般用磨損率來表征，且對(duì)于不同的研究對(duì)象需用不同的磨損率，如對(duì)于固定距離的磨損，需采用單位距離磨損率；對(duì)于連續(xù)摩擦，需采用單位時(shí)間內(nèi)的磨損率；對(duì)于密度不同材料間的磨損常采用體積磨損率。由于原位自生碳化物TiC與M7C3以及Fe基體之間的密度相差較大。因此，本研究采用體積磨損率表征涂層的耐磨性，計(jì)算式為[5]：

2 結(jié)果與討論

2.1 合金體系相圖分析

本研究首先采用熱力學(xué)相圖計(jì)算軟件Thermo- Calc對(duì)Fe-Ni-Cr-C與Fe-Ni-Cr-Ti-C多元合金體系的平衡相圖進(jìn)行了計(jì)算，結(jié)果如圖1所示?？梢钥吹剑?) Fe-Ni-Cr-C合金體系共晶點(diǎn)的碳含量約為5.3%。這表明碳含量為 4.87%的涂層為亞共晶組織。當(dāng)溫度沿著4.87% C降低時(shí)，先從液相中析出復(fù)合碳化物M7C3。當(dāng)溫度降到1363 K時(shí)，發(fā)生→γ轉(zhuǎn)變。溫度下降到1344 K時(shí)，液相中析出過剩石墨，最后涂層主要組織為、、M7C3、過剩石墨(見圖1(a))；2) Fe-Ni-Cr-Ti-C合金體系共晶點(diǎn)碳含量約為5.2%。這表明碳含量為 4.89%的涂層為亞共晶組織。當(dāng)溫度沿4.89% C下降時(shí)，先從液相中析出TiC。當(dāng)溫度降到1520 K時(shí)，再?gòu)囊合嘀形龀鯩7C3。溫度下降到1356 K時(shí)，發(fā)生→γ轉(zhuǎn)變。溫度下降到1314 K時(shí)，液相中析出過剩石墨，最后涂層主要組織為、TiC、M7C3、過剩石墨(見圖1(b))。計(jì)算結(jié)果表明，依設(shè)計(jì)比例制備的涂層中可以獲得多元碳化物TiC和M7C3。

圖1 Fe-Ni-Cr-C與Fe-Ni-Cr-Ti-C系垂直截面相圖

2.2 涂層組織結(jié)構(gòu)

圖2所示為Fe-Ni-Cr-C與Fe-Ni-Cr-Ti-C系合金粉末經(jīng)等離子原位冶金工藝制備涂層的XRD譜?？梢钥吹剑?) 由Fe-Ni-Cr-C混合粉末制備涂層的主要組織為奧氏體[Fe,Ni]和碳化物M7C3；2) 由Fe-Ni-Cr-Ti-C混合粉末制備涂層的主要組織為奧氏體[Fe,Ni]、TiC、M7C3。這表明在Fe-Ni-Cr-C系粉末中添加1%Ti后，涂層中合成出了TiC和M7C3兩種碳化物。

圖2 Fe-Ni-Cr-C系與Fe-Ni-Cr-Ti-C系的XRD譜

圖3所示為Fe-Ni-Cr-C系粉末制備涂層組織?？梢钥吹酵繉雍暧^厚度接近3 mm，涂層與基體發(fā)生熔合，二者之間為冶金結(jié)合，涂層內(nèi)部顯微組織由分布較均勻的基體、塊狀及板條狀組織組成(見圖3(a))，將組織放大后可以看到塊狀組織為六邊形結(jié)構(gòu)(見圖3(b))。為了觀察塊狀組織的三維生長(zhǎng)特征，對(duì)周圍基體進(jìn)行了深腐蝕處理，可以看到六邊形塊狀組織的三維結(jié)構(gòu)為六棱柱狀(見圖3(c))。EDS結(jié)果表明，該組織的元素組成為29Fe-3Ni-64Cr-4C(見表2)，結(jié)合XRD分析結(jié)果可知，六棱柱體為復(fù)合碳化物M7C3(M=Fe, Ni, Cr)，與其他文獻(xiàn)結(jié)果相符[6?7]。為了方便，由Fe-Ni-Cr-C系粉末制備涂層簡(jiǎn)稱為M7C3/Fe涂層。

圖4所示為Fe-Ni-Cr-Ti-C系粉末制備涂層組織。可以看到涂層宏觀厚度接近3 mm，涂層與基體發(fā)生熔合，二者之間為冶金結(jié)合，涂層內(nèi)部顯微組織由分布較均勻的亮色塊狀、深色細(xì)顆粒及基體組成(見圖4(a))。放大后可以發(fā)現(xiàn)，基體與亮色塊體中均分布有許多細(xì)小顆粒組織(見圖4(b))。同樣對(duì)涂層基體進(jìn)行了深腐蝕處理，可以看到柱體表面及內(nèi)部均生長(zhǎng)有顆粒(見圖4(c))。結(jié)合EDS(表2)與XRD分析結(jié)果可知，柱體組織為復(fù)合碳化物M7C3，顆粒組織為TiC，其三維生長(zhǎng)特征為八面體，尺寸在10~20 μm之間，遠(yuǎn)小于M7C3。這表明相同條件下，TiC的生長(zhǎng)速度遠(yuǎn)小于M7C3的。為了方便，由Fe-Ni-Cr-Ti-C系粉末制備涂層簡(jiǎn)稱為TiC-M7C3/Fe涂層。

對(duì)比圖3(a)與圖4(a)可以發(fā)現(xiàn)：在Fe-Ni-Cr-C系粉末基礎(chǔ)上添加1%Ti后，涂層中生成M7C3的量增加了，而尺寸減小了。表明添加的Ti對(duì)原位合成的M7C3有細(xì)化尺寸和促進(jìn)形核的作用。

圖3 Fe-Ni-Cr-C系涂層組織

圖4 Fe-Ni-Cr-Ti-C系涂層組織

表2 能譜分析結(jié)果

2.3 TiC-M7C3混雜生長(zhǎng)的晶體學(xué)結(jié)構(gòu)關(guān)系

由Fe-Ni-Cr-Ti-C體系相圖(見圖1(b))可知：涂層冷卻過程中，首先發(fā)生→TiC轉(zhuǎn)變，然后為→ TiC+M7C3，即液相中先析出TiC，其次為M7C3。TiC-M7C3/Fe涂層組織結(jié)果(見圖4)表明：在M7C3的內(nèi)部生成有TiC顆粒，說明TiC應(yīng)先于M7C3生成。結(jié)果表明：涂層中的Ti對(duì)M7C3柱體有細(xì)化尺寸和促進(jìn)形核的作用。這表明初生相TiC(s) 可作為次生相M7C3的形核劑，從而促進(jìn)M7C3在涂層中的形核和細(xì)化尺寸。

這種次生相M7C3以初生相TiC(s)為基底進(jìn)行形核的能力可通過二者之間的晶體結(jié)構(gòu)關(guān)系分析。由晶體界面共格理論可知[8]：當(dāng)次生相表面原子排列和間距與初生相TiC(s)襯底相近時(shí)，兩相間的界面自由能降低。此時(shí)，初生相TiC(s)具有促進(jìn)次生相M7C3形核的作用。因?yàn)樵犹幱邳c(diǎn)陣平衡位置時(shí)，其勢(shì)能較低，偏離該位置就會(huì)引起勢(shì)能的升高。當(dāng)液相原子向固相基底堆砌新相時(shí)，需降低兩相界面自由能，即減少兩相間的點(diǎn)陣錯(cuò)配度。異質(zhì)形核時(shí)，兩相間點(diǎn)陣錯(cuò)配度為零的情況很少，這稱為絕對(duì)匹配。多數(shù)情況下，只要兩相間點(diǎn)陣錯(cuò)配度處于一個(gè)較小的范圍，就可以實(shí)現(xiàn)兩相界面共格對(duì)應(yīng)。此時(shí)，次生相基底與初生相晶核之間具有較低的界面自由能，有利于次生相形核。BRAMFITT[9]對(duì)TURNBUL等[10]的點(diǎn)陣錯(cuò)配度公式改進(jìn)后，通過計(jì)算次生相低指數(shù)晶面與初生相低指數(shù)晶面重合度來計(jì)算它們之間的點(diǎn)陣錯(cuò)配度，其公式為

圖5 初生相TiC與次生相M7C3晶格錯(cuò)配度關(guān)系

2.4 TiC-M7C3原位反應(yīng)熱力學(xué)

由XRD分析結(jié)果可知(見圖2)，當(dāng)Fe-Ni-Cr-C中添加Ti粉后，涂層中合成了M7C3和TiC兩種碳化物。組織結(jié)果顯示(見圖4)，在M7C3柱體內(nèi)部和表面均有TiC顆粒。晶體學(xué)計(jì)算結(jié)果表明，M7C3柱體可以TiC為基底進(jìn)行非勻質(zhì)形核。所以當(dāng)Ti比例增加時(shí)，生成TiC的量增加，M7C3形核增多，使M7C3柱體得到了細(xì)化。接下來本文作者采用熱力學(xué)計(jì)算對(duì)此加以分析。

由于Fe-Ni-Cr-Ti-C體系涂層中沒有檢測(cè)出其他碳化物(如：Fe3C、Cr4C、Cr23C6、Cr3C2等)，因此僅需比較體系生成M7C3和TiC兩種碳化物的難易。另外，復(fù)合碳化物M7C3(M=Fe, Ni, Cr)是由Fe、Ni取代Cr7C3中部分Cr而成。因此，可簡(jiǎn)化為體系生成Cr7C3和TiC兩種碳化物的難易。這兩種碳化物的反應(yīng)式為

Ti+C→TiC (3)

7Cr+3C→Cr7C3(4)

表3 TiC與M7C3低指數(shù)面上的錯(cuò)配度計(jì)算結(jié)果

兩種化學(xué)式不同溫度下的反應(yīng)熱和自由能采用下式計(jì)算：

如圖6(a)所示，反應(yīng)式(3)和(4)的Gibbs自由能?都為負(fù)值。說明在熱力學(xué)上，兩個(gè)反應(yīng)都能發(fā)生。但反應(yīng)式(3)的?遠(yuǎn)低于式(4)的，所以反應(yīng)式Ti+C=TiC更容易發(fā)生，即在熱力學(xué)上更易生成碳化物TiC。同時(shí)圖6(b)顯示，反應(yīng)式(3)和(4)的反應(yīng)生成焓?的絕對(duì)值都比較大，說明反應(yīng)過程中放熱較多。

圖7所示為Fe-Ni-Cr-C和Fe-Ni-Cr-Ti-C體系的DSC分析?？梢钥吹?，沒有添加Ti粉時(shí)，F(xiàn)e-Ni-Cr-C體系冷卻過程只有一個(gè)放熱峰，其溫度為1537 K，與圖6(a)熱力學(xué)計(jì)算的放熱溫度1500 K接近。當(dāng)加入1% 的Ti后，F(xiàn)e-Ni-Cr-Ti-C體系中有兩個(gè)放熱峰：其中一個(gè)較大的放熱峰溫度為1532 K，接近1537 K，可知該放熱峰應(yīng)為式(4)反應(yīng)放熱；另一個(gè)較小的放熱峰溫度為1579 K，該溫度大于1532 K，可知該放熱峰應(yīng)為式(3)的反應(yīng)放熱。同時(shí)，圖7顯示7Cr+3C=Cr7C3的反應(yīng)放熱遠(yuǎn)大于Ti+C=TiC，表明復(fù)合涂層中原位合成的柱狀碳化物Cr7C3遠(yuǎn)多于TiC。這與涂層組織結(jié)果相吻合(見圖4)。

2.5 TiC-M7C3粒柱混雜結(jié)構(gòu)干滑動(dòng)摩擦學(xué)特性

圖8所示為涂層M7C3/Fe和TiC-M7C3的干滑動(dòng)摩擦因數(shù)與摩擦溫升隨滑動(dòng)距離的變化。可以看到，摩擦起始階段(即“跑合階段”)涂層的摩擦因數(shù)在一個(gè)較小范圍內(nèi)波動(dòng)升上，然后增大至一個(gè)較大范圍的波動(dòng)期后，進(jìn)入一個(gè)相對(duì)穩(wěn)定狀態(tài)(即“穩(wěn)定階段”)，形成一個(gè)“S”形曲線。單一柱狀M7C3增強(qiáng)涂層在“跑合階段”的摩擦因數(shù)波動(dòng)范圍相比TiC-M7C3復(fù)合涂層的大?！芭芎想A段”摩擦因數(shù)的波動(dòng)現(xiàn)象是由新接觸的兩個(gè)對(duì)摩樣微觀表面上凹凸不平引起[1]。因?yàn)殚_始摩擦?xí)r，高的微凸區(qū)域因摩擦而發(fā)生剝落，摩擦受力不均。之后，兩對(duì)摩樣表面之間逐漸趨于匹配，最初的表面被磨掉，新的表面形成，兩對(duì)摩樣表面結(jié)構(gòu)發(fā)生變化。由此造成摩擦因數(shù)在滑動(dòng)過程中增大或減小的波動(dòng)。

表4 計(jì)算所用的熱力學(xué)數(shù)據(jù)[11]

圖6 式(3)和(4)的Gibbs自由能?G和反應(yīng)生成焓?H隨溫度變化

圖7 Fe-Ni-Cr-C和Fe-Ni-Cr-Ti-C體系的DSC曲線

圖8 M7C3/Fe和TiC-M7C3/Fe涂層摩擦因數(shù)變化

干滑動(dòng)摩擦的一個(gè)顯著特點(diǎn)是摩擦過程中伴隨有較大的熱量產(chǎn)生和傳遞。潤(rùn)滑摩擦?xí)r，潤(rùn)滑劑可以把摩擦所產(chǎn)生的熱迅速帶走，降低溫度。而干摩擦條件下，摩擦副之間不但產(chǎn)生熱量多(因其摩擦系數(shù)較大)，且產(chǎn)生的熱量不能被及時(shí)帶走，只有通過熱傳導(dǎo)被鏈接設(shè)備或空氣帶走[12]。兩個(gè)摩擦副發(fā)生干摩擦?xí)r，其接觸表面實(shí)為微凸體接觸，這些微凸體在一定壓力下接觸并發(fā)生相對(duì)滑動(dòng)會(huì)在微凸體上出現(xiàn)很高的瞬間溫度(簡(jiǎn)稱“閃溫”)。閃溫出現(xiàn)在幾個(gè)微米的表面上，其溫度高達(dá)幾百攝氏度，持續(xù)的時(shí)間為幾納秒到幾微秒，并在滑動(dòng)過程中時(shí)刻變化。由于摩擦熱僅釋放在那些微凸點(diǎn)上，所以微凸體的溫升很高，當(dāng)達(dá)到一定值后，會(huì)使摩擦副的磨損機(jī)理發(fā)生轉(zhuǎn)變，如發(fā)生氧化磨損。

圖9所示為采用最小二乘法對(duì)干滑動(dòng)摩擦溫升和滑動(dòng)距離之間關(guān)系進(jìn)行了擬合，結(jié)果見表5?？梢钥吹?，二者符合指數(shù)漸近穩(wěn)定模型：×c。涂層M7C3/Fe和TiC-M7C3擬合方程的調(diào)整決定系數(shù)2分別為0.998和0.997，接近1，表明涂層摩擦溫升與滑動(dòng)距離之間為強(qiáng)相關(guān)。涂層M7C3/Fe和TiC-M7C3擬合方程的導(dǎo)數(shù)′分別為0.169×0.99和0.204× 0.99(表4)?！潆S的增加而減小。表明兩種結(jié)構(gòu)涂層的摩擦溫升在摩擦起始階段升上較快，而后逐漸減慢。TiC-M7C3涂層的′大于M7C3/Fe涂層，表明TiC-M7C3涂層溫升速率較大，所以TiC-M7C3涂層的摩擦溫度(41.4 ℃)高于M7C3/Fe涂層(39℃)。

圖10所示為M7C3/Fe和TiC-M7C3/Fe兩種結(jié)構(gòu)涂層表面碳化物增強(qiáng)相磨損特征對(duì)比?？梢钥吹剑?) 單一M7C3增強(qiáng)涂層中，M7C3柱體磨損表面出現(xiàn)較多裂紋及脆性剝落坑，柱體周圍基體出現(xiàn)凹坑，并有顯微犁溝出現(xiàn)；2) 在TiC-M7C3混雜增強(qiáng)涂層中，M7C3柱體磨損表面同樣出現(xiàn)較多裂紋和脆性剝落坑，與單一M7C3增強(qiáng)涂層相比，裂紋率增加，說明M7C3柱體內(nèi)部生長(zhǎng)的TiC顆粒使其脆性增加，但柱體周圍基體沒有發(fā)現(xiàn)凹坑，表明基體內(nèi)部原位合成的TiC顆粒增加了基體的耐磨性[13?14]。

圖9 M7C3/Fe和TiC-M7C3/Fe涂層摩擦溫度變化

表5 涂層摩擦溫升與滑動(dòng)距離非線性擬合結(jié)果

圖10 M7C3/Fe和TiC-M7C3/Fe涂層表面碳化物磨損特征

圖11所示為M7C3/Fe和TiC-M7C3/Fe兩種結(jié)構(gòu)涂層的磨損面，為方便觀察，對(duì)涂層磨損面傾斜了一定角度?？梢钥吹剑瑑蓚€(gè)涂層表面均出現(xiàn)了犁溝和磨粒，表明兩個(gè)涂層表面均發(fā)生犁削。但兩涂層的磨損程度不同，如：1) TiC-M7C3混雜增強(qiáng)涂層表面的犁溝尺寸與單一M7C3增強(qiáng)涂層相比較小，這是因?yàn)門iC-M7C3/Fe涂層表面平均顯微硬度(578 HV0.3)大于M7C3/Fe涂層(550 HV0.3)，所以其磨損量(1.0 mg)相比M7C3/Fe涂層(1.4 mg)較小，涂層的磨損率(13×10?7 mm3/Nm)相比M7C3/Fe涂層(19×10?7 mm3/Nm)較低，TiC-M7C3混雜增強(qiáng)Fe基涂層的耐磨性提高了31.5%；2) TiC-M7C3/Fe涂層表面的磨粒磨屑相比M7C3/Fe涂層多(虛線區(qū)域)，EDS結(jié)果顯示，TiC-M7C3/Fe涂層表面磨粒主要元素組成(摩爾分?jǐn)?shù)，%)為26.74 Fe、 2.12 Ni、4.78 Cr、0.16 Ti、64.99 O、1.21 C，M7C3/Fe涂層表面磨粒主要元素組成(摩爾分?jǐn)?shù)，%)為28.34 Fe、1.82 Ni、2.48 Cr、65.21O、2.15 C。兩種涂層表面磨粒中氧含量(摩爾分?jǐn)?shù)，%)均較高(＞30.29%[15])，說明均發(fā)生了氧化磨損。同時(shí)，磨粒中Ni與Cr的含量與涂層元素含量相比均較低，而Fe的含量卻較高，表明涂層磨損面上的磨粒主要來之對(duì)磨輪(T10鋼)而不是涂層。

圖11 M7C3/Fe和TiC-M7C3/Fe涂層表面磨損特征

3 結(jié)論

1) 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與熱力學(xué)計(jì)算結(jié)果表明，在TiC-M7C3混雜結(jié)構(gòu)中，原位自生的初生相TiC顆粒可以作為次生相柱狀碳化物M7C3的非勻質(zhì)形核基底，可以促進(jìn)M7C3在涂層中形核，提高M(jìn)7C3的生成量。

2) TiC-M7C3原位混雜生長(zhǎng)時(shí)，TiC與M7C3的混雜生長(zhǎng)特征如下：在柱狀碳化物M7C3的內(nèi)部及表面均生長(zhǎng)有TiC顆粒，大部分TiC顆粒單獨(dú)生長(zhǎng)，但有部分TiC顆粒發(fā)生團(tuán)聚生長(zhǎng)，所以由八面體結(jié)構(gòu)生長(zhǎng)為多面體結(jié)構(gòu)。

3) 干滑動(dòng)摩擦條件下，TiC-M7C3混雜增強(qiáng)的摩擦溫升及溫升速率均較單一M7C3增強(qiáng)涂層高，且干滑動(dòng)摩擦溫升與滑動(dòng)距離之間符合指數(shù)漸近穩(wěn)定關(guān)系×c。TiC-M7C3/Fe涂層的磨損率較M7C3/Fe涂層的低，耐磨性高。與單一M7C3增強(qiáng)涂層相比，TiC-M7C3混雜增強(qiáng)時(shí)，M7C3內(nèi)部生長(zhǎng)的TiC顆粒使其脆性增加，磨損面裂紋率增加，而生長(zhǎng)于涂層基體中的TiC使基體的耐磨性增加。兩種結(jié)構(gòu)涂層的干滑動(dòng)磨損機(jī)理主要為犁削、磨粒磨損及氧化磨損。

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Hybrid structure and dry sliding tribological characteristics of in-situ synthesizing TiC-M7C3

YUAN You-lu1, ZHANG Yi2, LI Zhu-guo3

(1. Hubei Key Laboratory of Hydroelectric Machinery Design & Maintenance, College of Mechanical and Power Engineering, China Three Gorges University, Yichang 443002, China;2. School of Mechanical Engineering, Changzhou University, Changzhou 213164, China; 3. Shanghai key Laboratory of Materials Laser Processing and Modification, School of Material Science and Engineering, Shanghai Jiaotong University, Shanghai 200240, China)

The TiC-M7C3hybrid reinforced Fe-based coating was fabricated by in-situ reaction method on low carbon steel plate by plasma in-situ metallurgy process with Fe-Ni-Cr-Ti-C powders. Microstructure and hybrid growth character of TiC-M7C3in the coating were analyzed by OM, SEM, XRD, EDS, simultaneous DSC-TGA, and thermodynamic analysis. Dry sliding wear behavior of TiC-M7C3/Fe coating was tested and compared with single rod carbide M7C3reinforced Fe-based coating M7C3/Fe. The results show that the primary phase TiC can effectively act as the substrate for the nucleation of M7C3, thus can promote the formation of M7C3in the TiC-M7C3/Fe coating. The dry sliding wear resistance, frictional temperature, surface crack rate and brittle peeling pit of M7C3rod of coating TiC-M7C3/Fe are higher than that of M7C3/Fe. The relationship between temperature and sliding distance fits the exponential asymptotic stability model×c. The main dry sliding wear mechanism of coating TiC-M7C3/Fe are abrasive wear and oxidation wear.

in-situ metallurgy process; TiC-M7C3; hybrid structure; dry sliding; tribology

(編輯 何學(xué)鋒)

Project(2016KJX05) supported by the Research Foundation of Hubei Key Laboratory of Hydroelectric Machinery Design & Maintenance, China Three Gorges University, Hubei Province, China; Project(20161212) supported by the Doctoral Starting up Foundation of China Three Gorges University, Hubei Province, China

2016-07-21;

2017-01-20

YUAN You-lu; Tel: +86-717-6397560; E-mail: yylu@ctgu.edu.cn

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2017.10.13

1004-0609(2017)-10-2062-10

TG115；TH117.3

A

水電機(jī)械設(shè)備設(shè)計(jì)與維護(hù)湖北省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室(三峽大學(xué))(2016KJX05)；三峽大學(xué)博士科研基金(20161212)

2016-07-21；

2017-01-20

袁有錄，副教授，博士；電話：0717-6397560；E-mail: yylu@ctgu.edu.cn