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        激光熔覆WC/H13-Inconel625復(fù)合材料的沖擊韌性與磨損性能

        2019-04-19 06:04:08路媛媛魯亞冉劉德健
        材料工程 2019年4期
        關(guān)鍵詞:沖擊韌性磨損硬度

        張 航,路媛媛,王 濤,魯亞冉,劉德健

        (1 華中科技大學(xué) 材料成形與模具技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,武漢 430074; 2 湖北工業(yè)大學(xué) 工程技術(shù)學(xué)院,武漢 430068)

        在鋼鐵、礦山煤炭、模具等領(lǐng)域,磨損是造成材料損失和能源浪費(fèi)的主要原因之一[1-3]。隨著現(xiàn)代工業(yè)的高速發(fā)展,在許多惡劣工況下,單純的鋼鐵金屬材料已無法滿足使用要求。陶瓷顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料具有高強(qiáng)度、高硬度和高耐磨性等優(yōu)點(diǎn),是解決復(fù)雜惡劣工況材料失效問題的有效途徑之一[4-5]。但是,由于陶瓷顆粒和基體材料熱膨脹系數(shù)的差異、陶瓷/金屬界面強(qiáng)度差、反應(yīng)產(chǎn)物脆性較大等原因,顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料的塑韌性相對(duì)于基體金屬顯著降低,在承受沖擊載荷的條件下容易發(fā)生斷裂而出現(xiàn)早期失效,導(dǎo)致其耐磨性能無法得到有效利用,極大地限制了其應(yīng)用與發(fā)展。Ye等[6]采用鑄滲法制備了不同體積分?jǐn)?shù)的V8C7增強(qiáng)Fe基復(fù)合材料,隨著增強(qiáng)相體積分?jǐn)?shù)的增加,復(fù)合材料的硬度呈增大趨勢(shì),而沖擊韌性由8.1J/cm2降至4.7J/cm2,當(dāng)增強(qiáng)相體積分?jǐn)?shù)低于24%時(shí),耐磨性隨V8C7含量增加而增強(qiáng),而當(dāng)體積分?jǐn)?shù)超過24%時(shí),顆粒的破碎和微裂紋的產(chǎn)生導(dǎo)致耐磨性下降。張寧[7]采用復(fù)合電冶熔鑄工藝制備了WC/5CrNiMo復(fù)合材料,隨著WC含量的增加,復(fù)合材料的硬度和耐磨性均呈增大趨勢(shì),但韌性呈下降趨勢(shì),導(dǎo)致在三體沖擊磨損條件下的耐磨性遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于二體摩擦磨損。

        從以上研究的結(jié)果來看,陶瓷顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料能夠顯著提高基體硬度,一定程度上提高耐磨性。但是,隨著陶瓷顆粒體積分?jǐn)?shù)的增加,復(fù)合材料沖擊韌性嚴(yán)重下降,導(dǎo)致磨損過程中出現(xiàn)顆粒破碎甚至基體開裂,耐磨性反而呈現(xiàn)下降趨勢(shì)。因此,如何提高復(fù)合材料的沖擊韌性同時(shí)又不損失其耐磨性能成為目前顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料的研究熱點(diǎn)?!敖Y(jié)構(gòu)韌化”[8]是通過空間結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì),將復(fù)合材料在空間上分隔為增強(qiáng)顆粒富集區(qū)(增強(qiáng)區(qū))和純基體區(qū)(韌化區(qū)),通過韌化區(qū)吸收沖擊能量,阻止裂紋擴(kuò)展,能夠顯著提高顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料的韌性,避免復(fù)合材料的早期失效。目前國(guó)內(nèi)外已有相關(guān)研究,將結(jié)構(gòu)韌化用于鑄滲工藝制備了高韌性顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料[9-11]。而將結(jié)構(gòu)韌化與激光熔覆相結(jié)合制備復(fù)合材料的相關(guān)研究鮮有報(bào)道。本工作采用“結(jié)構(gòu)韌化”的思想,以20%(體積分?jǐn)?shù),下同)WC/H13復(fù)合材料為增強(qiáng)區(qū),Inconel625為韌化區(qū),通過多層熔覆技術(shù)制備了WC/H13-Inconel625結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料,研究了復(fù)合材料沖擊韌性與磨損性能,分析了復(fù)合材料結(jié)構(gòu)韌化機(jī)理。利用結(jié)構(gòu)韌化思想與激光熔覆技術(shù),實(shí)現(xiàn)了陶瓷顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料沖擊韌性和耐磨性能的有效結(jié)合。

        1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

        實(shí)驗(yàn)基板材料為H13鋼,其主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)):0.45%C,0.95%Si,0.35%Mn,5.0%Cr,1.26%Mo,1.04%V,余量為Fe?;宄叽鐬?00mm×20mm×20mm,表面經(jīng)機(jī)械打磨和拋光后用丙酮反復(fù)清洗。增強(qiáng)區(qū)熔覆材料為WC和H13混合粉末,粒度均為45~105μm;韌化區(qū)熔覆材料為Inconel625粉末,粒度45~105μm。

        實(shí)驗(yàn)在IPG YSL-4000型光纖激光器和KUKA六軸機(jī)器人組成的激光加工平臺(tái)上完成,采用同軸送粉方式熔覆。激光離焦量45mm,光斑直徑3mm,激光功率1300~1700W,掃描速率0.5~0.8m/min,送粉量9.5~11.5g/min。激光熔覆采用間序搭接多道多層熔覆的方式,每一層均包括4道WC/H13熔覆層和4道Inconel625熔覆層,共熔覆6層,具體過程如圖1所示。多道多層試樣尺寸為6mm×14mm×60mm。

        圖1 結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料制備方法示意圖(橫截面)Fig.1 Schematic diagram of preparation method of microstructurally toughened composites (cross section)

        采用數(shù)控線切割將熔覆層沿垂直于激光掃描方向切取金相試樣,試樣截面尺寸10mm×5mm,磨平拋光。由于Inconel625與H13耐腐蝕性差別太大,先以飽和草酸溶液電解腐蝕Inconel625(電壓6V,腐蝕5s),再用4%硝酸酒精溶液腐蝕H13。利用AE2000MET光學(xué)顯微鏡(OM)、Sirion 200掃描電鏡(SEM)觀察熔覆層微觀形貌。采用430SVD型維氏硬度計(jì)測(cè)試試樣的顯微硬度,測(cè)試方法為平行于水平截面方向,以WC/H13-Inconel625界面為中心,分別向WC/H13區(qū)域中心和Inconel625區(qū)域中心每隔0.3mm取一個(gè)點(diǎn),加載載荷0.5kg,加載時(shí)間10s。

        沿熔覆層平行于激光掃描方向切取夏比U形缺口沖擊試樣,試樣尺寸5mm×10mm×55mm,保證沖擊韌性試樣全部處于熔覆層區(qū)域,如圖2所示。沖擊實(shí)驗(yàn)采用JXB-300型擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行,實(shí)驗(yàn)完成后利用VHX-1000C超景深顯微鏡和掃描電鏡觀察分析沖擊斷口。分別沿平行和垂直于激光掃描方向切取磨損試樣1和磨損試樣2,如圖2所示。對(duì)磨試樣為直徑6.3mm的銷,材料為淬火態(tài)GCr15(硬度60HRC)。以傳統(tǒng)10%WC/H13復(fù)合材料和淬火態(tài)H13鋼(硬度53HRC)作為對(duì)比試樣,均制成相同大小的磨損塊試樣。利用UMT-II摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行銷-塊式往復(fù)摩擦磨損實(shí)驗(yàn),實(shí)驗(yàn)載荷為30N,上試樣線速率v=0.1m/s,磨損時(shí)間為60min。采用精度為0.0001g的電子天平測(cè)量失重。

        圖2 沖擊試樣、磨損試樣切取方向示意圖Fig.2 Schematic diagram of cutting direction of impact specimens and wear specimens

        2 結(jié)果與分析

        2.1 結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料宏觀結(jié)構(gòu)與微觀組織

        圖3為結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料橫截面光學(xué)顯微鏡形貌。增強(qiáng)區(qū)為WC/H13復(fù)合材料,根據(jù)軟件分析WC體積分?jǐn)?shù)為20%左右;韌化區(qū)為Inconel625。由于搭接率和稀釋率的作用,WC/H13和Inconel625分別形成了曲折連續(xù)分布的夾層結(jié)構(gòu),這種夾層結(jié)構(gòu)將有利于提高結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的沖擊韌性[12]。增強(qiáng)區(qū)與韌化區(qū)在界面處形成了良好的冶金結(jié)合,由于激光熔覆具有熱量集中、熱影響區(qū)小等優(yōu)勢(shì),僅有極少數(shù)WC顆粒沉入Inconel625區(qū)域,保證了Inconel625原有的良好塑韌性。需要指出的是,韌化區(qū)中心的少量WC顆粒是熔覆WC/H13粉末時(shí)殘留在送粉系統(tǒng)中的,在熔覆Inconel625粉末時(shí)被帶入熔池中。

        圖3 結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料橫截面形貌Fig.3 Cross-section morphology of microstructurally toughened composites

        圖4所示為結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料微觀組織形貌。在激光熔覆過程中,WC顆粒不可避免會(huì)受到激光一定程度的輻照作用,在熔池中與金屬熔體發(fā)生反應(yīng)形成反應(yīng)層,并部分熔解產(chǎn)生W原子和C原子。由于激光熔池停留時(shí)間短,W原子和C原子擴(kuò)散距離有限,顆粒周圍形成富W、富C區(qū),當(dāng)滿足成分過冷和能量起伏時(shí),以M6C先結(jié)晶相在顆粒附近的液態(tài)金屬中析出,隨著W和C的消耗,液態(tài)金屬達(dá)到共晶成分,形成魚骨狀共晶碳化物M6C[13]。而在遠(yuǎn)離顆粒的基體中,由于W和C的含量較低,難以形成初晶碳化物,在熔池凝固的最后階段,于晶界處形成共晶碳化物M6C。

        韌化區(qū)Inconel625為沿著熔覆層高度方向的柱狀晶以及部分樹枝晶組織,晶間分布著不規(guī)則白色析出相,根據(jù)現(xiàn)有研究結(jié)果[14],推斷其為金屬間化合物L(fēng)aves相以及部分塊狀碳化物。由于激光熱量集中冷卻較快,WC/H13熔池中的C原子沒有過多地?cái)U(kuò)散進(jìn)入Inconel625,避免了Inconel625中碳化物脆性相的大量形成。在界面處存在尺寸較大的Laves相,這是由于在熔合區(qū)H13鋼中的合金元素?cái)U(kuò)散進(jìn)入Inconel625,導(dǎo)致共晶反應(yīng)中出現(xiàn)Laves相長(zhǎng)大的現(xiàn)象。

        圖4 結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料微觀組織(a)WC顆粒;(b)WC/Fe界面;(c)H13基體;(d)WC/H13-Inconel625界面(低倍);(e)WC/H13-Inconel625界面(高倍);(f)Inconel625Fig.4 Microstructures of microstructurally toughened composites(a)WC particle;(b)WC/Fe interface;(c)H13 matrix;(d)WC/H13-Inconel625 interface(low magnification);(e)WC/H13-Inconel625 interface(high magnification);(f)Inconel625

        圖5 結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料顯微硬度分析Fig.5 Analysis of microhardness of microstructurally toughened composites

        圖6 硬度分布曲線Fig.6 Curve of hardness distribution

        2.2 結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料顯微硬度

        結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的顯微硬度取樣點(diǎn)和硬度分布曲線如圖5,6所示。以WC/H13-Inconel625界面為中心,韌化區(qū)Inconel625的硬度波動(dòng)不大,平均值為230.5HV。增強(qiáng)區(qū)WC/H13硬度隨著到界面距離的增加而逐漸增大,靠近界面的E點(diǎn)硬度為295HV,而遠(yuǎn)離界面的G點(diǎn)硬度為402HV。圖7為硬度取樣點(diǎn)A,C,E,G的主要元素EDS分析結(jié)果。可以看到A點(diǎn)和C點(diǎn)的主要元素含量基本接近,因此硬度值差別不大。E點(diǎn)和G點(diǎn)位于WC/H13區(qū)域,理論上其硬度值應(yīng)當(dāng)接近淬火態(tài)H13鋼,但實(shí)際上二者的硬度卻分別只有295HV和402HV,這是因?yàn)樵诩す舛嗟廊鄹驳倪^程中,由于稀釋率的作用,Inconel625區(qū)域的Ni,Mo等奧氏體穩(wěn)定元素?cái)U(kuò)散進(jìn)入WC/H13區(qū)域使E點(diǎn)、G點(diǎn)的成分發(fā)生了變化,在激光熔覆冷卻過程中形成了較多的殘余奧氏體,導(dǎo)致其硬度低于理論值。由于G點(diǎn)較E點(diǎn)距離Inconel625區(qū)域更遠(yuǎn),因此G點(diǎn)的硬度值要高于E點(diǎn)。

        圖7 硬度取樣點(diǎn)EDS結(jié)果Fig.7 EDS results of hardness sampling points

        2.3 結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料沖擊韌性

        分別采用5次重復(fù)實(shí)驗(yàn)測(cè)試結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料和傳統(tǒng)10%WC/H13復(fù)合材料的沖擊韌性,如表1所示。夏比缺口沖擊功數(shù)據(jù)有一定的波動(dòng),特別是對(duì)于10%WC/H13這種沖擊功較小的材料,但是從總體結(jié)果來看,結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的平均沖擊韌性為13.8J/cm2,是10%WC/H13復(fù)合材料的5.5倍。

        表1 結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料與10%WC/H13沖擊韌性Table 1 Impact toughness of microstructurally toughened composites and 10%WC/H13

        圖8為沖擊試樣斷口的SEM形貌。10%WC/H13復(fù)合材料的斷口形貌為典型的解理斷裂,在斷口上分布著較多斷裂的WC顆粒和碳化物骨架,表明其沖擊斷裂中的薄弱區(qū)域?yàn)閃C顆粒和碳化物界面。結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的斷口顯示,增強(qiáng)區(qū)WC/H13同樣為解理斷裂,而韌化區(qū)Inconel625分布著大量韌窩,為韌性斷裂。因此,結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的綜合韌性有很大幅度提高。

        圖8 沖擊斷口SEM形貌 (a)10%WC/H13;(b)WC/H13-Inconel625Fig.8 SEM morphologies of impact fractures (a)10%WC/H13;(b)WC/H13-Inconel625

        圖9為沖擊試樣斷口的表面3D形貌。結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的斷口明顯凹凸不平,斷口表面積遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于10%WC/H13復(fù)合材料。結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料中存在交錯(cuò)分布的WC/H13區(qū)和Inconel625區(qū),由于沖擊斷裂方向垂直于增強(qiáng)區(qū)和韌化區(qū)的界面,當(dāng)裂紋擴(kuò)展前沿由增強(qiáng)區(qū)進(jìn)入韌化區(qū)時(shí),硬度和韌性的變化將會(huì)使裂紋擴(kuò)展方向發(fā)生偏折或分叉,這種偏折和分叉使裂紋總面積增大,因而增加了裂紋擴(kuò)展所吸收的總能量,導(dǎo)致沖擊功的提高[8]。同時(shí),這種結(jié)構(gòu)韌化設(shè)計(jì)可以保證工件在較大的沖擊載荷中不產(chǎn)生瞬時(shí)破壞性失效。

        圖9 沖擊斷口表面3D形貌 (a)10%WC/H13;(b)WC/H13-Inconel625Fig.9 3D morphologies of impact fracture surfaces (a)10%WC/H13;(b)WC/H13-Inconel625

        2.4 結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料磨損性能

        圖10,11分別為結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料摩擦因數(shù)隨時(shí)間變化圖和磨損失重對(duì)比圖。結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的摩擦因數(shù)明顯低于淬火態(tài)H13鋼和10%WC/H13。淬火態(tài)H13鋼平均摩擦因數(shù)為0.713,10%WC/H13平均摩擦因數(shù)為0.698,而磨損試樣1(平行于激光掃描方向)和磨損試樣2(垂直于激光掃描方向)的平均摩擦因數(shù)分別為0.550和0.586,具有較好的減摩效果。結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的磨損失重分別為0.0006g和0.0005g,達(dá)到了10%WC/H13的耐磨水平,綜合耐磨性是淬火態(tài)H13鋼的5倍。

        圖10 摩擦因數(shù)隨時(shí)間變化曲線Fig.10 Curves of friction coefficient vs time

        圖11 失重對(duì)比圖Fig.11 Comparison chart of mass loss

        圖12,13分別為磨損試樣表面微觀形貌和EDS分析結(jié)果,結(jié)合表2中的EDS元素分析結(jié)果可以看出,所有磨損表面O元素含量均為較低水平,沒有發(fā)生嚴(yán)重的氧化磨損。H13鋼磨損試樣的表面存在較多的凹坑和磨屑,在磨損過程中,試樣表面接觸點(diǎn)產(chǎn)生瞬時(shí)高溫而發(fā)生軟化,導(dǎo)致局部金屬?gòu)?qiáng)度降低,在剪切變形力的作用下發(fā)生黏著轉(zhuǎn)移和層狀剝落,形成較多的磨屑和凹坑,磨損失重劇烈[15]。同時(shí),由于這種黏著磨損形成局部“焊合”效應(yīng),產(chǎn)生較大的剪切阻力,因此H13鋼的平均摩擦因數(shù)較大。隨著磨損的進(jìn)行,磨損表面產(chǎn)生較多磨屑,如圖12(a)所示,這些微小的磨屑在摩擦接觸面起到“微細(xì)滾珠”的作用,將滑動(dòng)摩擦部分變?yōu)闈L動(dòng)摩擦,從而導(dǎo)致磨損后期H13鋼摩擦因數(shù)的降低,如圖10所示。10%WC/H13復(fù)合材料由于WC顆粒的存在,在磨損過程中基體金屬被不斷磨耗之后,WC顆粒逐漸凸出,成為主要的承載相。一方面,凸出的WC顆??梢云鸬街巫饔茫纬伞瓣幱靶?yīng)”[16],保護(hù)基體金屬;另一方面,彌散分布的WC顆粒和晶間的碳化物可以阻斷磨粒對(duì)于磨損表面的連續(xù)“犁溝”,起到耐磨的效果。但是,由于WC體積分?jǐn)?shù)較小,WC顆粒間距大,部分WC稀疏區(qū)域的基體金屬不可避免地受到磨削作用,如圖12(b)所示。在磨損中后期,硬度極高的WC顆粒成為主要的接觸承載相,實(shí)際磨損接觸面積隨之減小,因此摩擦因數(shù)也有所降低。

        圖12 磨損表面SEM形貌 (a)H13鋼;(b)10%WC/H13;(c)試樣1;(d)試樣2Fig.12 SEM morphologies of worn surfaces (a)H13 steel;(b)10%WC/H13;(c)specimen 1;(d)specimen 2

        圖13 磨損表面EDS取樣點(diǎn) (a)H13鋼;(b)10%WC/H13;(c)試樣2Fig.13 EDS points on worn surfaces (a)H13 steel;(b)10%WC/H13;(c)specimen 2

        PointCOSiMnMoVCrWNiFeA2.41.51.20.71.60.95.0--86.8B2.71.43.30.61.50.74.19.5-76.2C5.12.0--5.51.15.733.52.644.5D3.01.8--10.2-18.07.745.913.4

        結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料在磨損初期,韌化區(qū)Inconel625由于硬度低而被劇烈磨損,表面出現(xiàn)較為劇烈的塑性變形和犁溝痕跡,增強(qiáng)區(qū)H13鋼基體也發(fā)生輕微切削。隨著磨損的進(jìn)行,WC顆粒形成“陰影效應(yīng)”,起到凸出承載的作用,由于結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料增強(qiáng)區(qū)WC體積分?jǐn)?shù)較高,能形成更致密的支撐效果,因此具有更低的摩擦因數(shù)。即使前期磨損失重劇烈,整體耐磨性仍能達(dá)到10%WC/H13相同水平。從宏觀上來看,在平面磨損過程中,整個(gè)增強(qiáng)區(qū)WC/H13同樣是凸出承載區(qū),在磨損過程中形成“宏觀陰影效應(yīng)”,對(duì)韌化區(qū)形成“架空”,保護(hù)Inconel625不被進(jìn)一步磨損。由于結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的曲折連續(xù)分布,在任何一個(gè)磨損平面都有增強(qiáng)區(qū)的保護(hù)效果,因此可以保證整個(gè)結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的連續(xù)耐磨性。需要指出的是,由于對(duì)磨銷直徑(6.3mm)與結(jié)構(gòu)韌化空間結(jié)構(gòu)(增強(qiáng)區(qū)寬度約2mm)的尺寸效應(yīng),實(shí)際磨損過程中可能出現(xiàn)接觸面積過小以至于增強(qiáng)區(qū)未能起到“宏觀陰影效應(yīng)”的作用,導(dǎo)致局部磨損嚴(yán)重,這也是結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料試樣1耐磨性略低于10%WC/H13復(fù)合材料的主要原因。

        實(shí)際上,這種結(jié)構(gòu)韌化顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料可以看作是一種“多維度增強(qiáng)”復(fù)合材料:WC顆粒作為零維增強(qiáng)體在H13中形成顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料,而這種“纖維狀”、“層片狀”(沿激光掃描方向)的復(fù)合材料又作為一維、二維增強(qiáng)體在Inconel625中形成多維增強(qiáng)復(fù)合材料。在靜載荷的平面磨損條件下,“多維度增強(qiáng)”復(fù)合材料能夠?qū)崿F(xiàn)整個(gè)磨損面的微觀和宏觀的耐磨增強(qiáng)。

        3 結(jié)論

        (1)采用激光熔覆技術(shù),制備了以WC/H13為增強(qiáng)區(qū),Inconel625為韌化區(qū)的結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料,形成了增強(qiáng)區(qū)與韌化區(qū)分別連續(xù)曲折分布的夾層結(jié)構(gòu)。增強(qiáng)區(qū)為20%WC/H13復(fù)合材料,以WC顆粒和反應(yīng)生成的碳化物M6C為主要增強(qiáng)相;韌化區(qū)為Inconel625合金,主要組織為柱狀晶、樹枝晶和沉淀相。Inconel625平均硬度為230.5HV,WC/H13硬度由強(qiáng)韌界面向中心區(qū)域逐漸升高到402HV。

        (2) WC/H13-Inconel625結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的沖擊功是傳統(tǒng)10%WC/H13復(fù)合材料的5.5倍。由于裂紋擴(kuò)展前沿在增強(qiáng)區(qū)與韌化區(qū)界面處發(fā)生偏折和分叉,結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的斷裂表面積遠(yuǎn)大于傳統(tǒng)WC/H13復(fù)合材料,因而能夠吸收更多沖擊能量,具有更好的沖擊韌性。

        (3)在干滑動(dòng)磨損條件下,結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的耐磨性達(dá)到了傳統(tǒng)10%WC/H13復(fù)合材料相同水平,是淬火態(tài)H13鋼的5倍,結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的摩擦因數(shù)為傳統(tǒng)10%WC/H13復(fù)合材料的81%,淬火態(tài)H13鋼的80%,具有良好的減摩效果與耐磨性。結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的增強(qiáng)區(qū)具有“宏觀陰影效應(yīng)”,對(duì)韌化區(qū)材料有“架空”保護(hù)效果。提出了一種“多維度增強(qiáng)”復(fù)合材料的概念,依靠WC顆粒和WC/H13復(fù)合材料層帶的共同作用,在平面靜載接觸磨損中能夠同時(shí)表現(xiàn)出微觀和宏觀綜合耐磨增強(qiáng)作用。

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