（Ti，V）C-Fe的原位合成及機(jī)械性能研究.pdf

1、磨損、腐蝕和斷裂是材料失效的三種主要形式。其中由摩擦導(dǎo)致的磨損失效是材料失效的主要原因，約有70～80％的設(shè)備損壞是由于各種形式的磨損而引起的。英、美等國(guó)近年來對(duì)各自國(guó)家摩擦學(xué)情況調(diào)查結(jié)果表明：由于材料磨損失效形式所造成的損失估計(jì)每年都在上千億美元；改善潤(rùn)滑、降低磨損可能帶來的經(jīng)濟(jì)效益約占各國(guó)國(guó)民生產(chǎn)總值的2％以上。此外，現(xiàn)代工業(yè)的高速發(fā)展迫切需要在高溫、高速、耐磨損條件下的結(jié)構(gòu)件，如發(fā)動(dòng)機(jī)的凸輪軸、挺桿、氣門閥座、高速軋機(jī)的軋環(huán)、導(dǎo)向

2、輪和軋輥等，現(xiàn)有的鋼鐵材料及其合金越來越難以滿足需要。因此，研制新的耐磨材料并對(duì)其摩擦磨損行為進(jìn)行系統(tǒng)的研究具有重要的經(jīng)濟(jì)價(jià)值和實(shí)用價(jià)值。 顆粒增強(qiáng)鋼鐵基復(fù)合材料因其特有的高比強(qiáng)度、高比模量、耐磨等優(yōu)異的綜合性能成為近年來新材料開發(fā)的熱點(diǎn)。對(duì)于顆粒增強(qiáng)鋼鐵基復(fù)合材料，多數(shù)的工作都集中在TiC顆粒增強(qiáng)鋼鐵基復(fù)合材料上。目前制備TiC顆粒增強(qiáng)鋼鐵基復(fù)合材料的方法主要有：粉末冶金法和原位反應(yīng)合成法，在原位反應(yīng)合成法中以鑄造法和高溫自蔓

3、延合成法(SHS)居多，但它們都有各自的局限性。而采用粉末冶金原位合成法不但可以解決鑄造法因增強(qiáng)相體積分?jǐn)?shù)增加及增強(qiáng)相與鐵基體的密度差異而導(dǎo)致的鑄造缺陷以及SHS的致密化問題，而且克服了粉末冶金法存在的增強(qiáng)體與基體之間結(jié)合不良的問題。 四川攀西地區(qū)有非常豐富的釩鈦磁鐵礦，Ti和V屬于同一周期的過渡金屬，原子序數(shù)僅相差1，它們所形成的碳化物皆具有高熔點(diǎn)、高硬度和高的化學(xué)穩(wěn)定性，且VC與Fe的相溶性好，因此VC可作為鋼鐵基復(fù)合材料的

4、理想增強(qiáng)體。但國(guó)內(nèi)外對(duì)VC/Fe復(fù)合材料的研究相對(duì)較少。對(duì)(Ti，V)C/Fe復(fù)合材料的研究尚未見有報(bào)道。因此，在(Ti，V)C增強(qiáng)鋼鐵基復(fù)合材料方面開展研究工作，具有創(chuàng)新性，不但對(duì)拓寬鋼鐵基復(fù)合材料的研究和應(yīng)用具有重要的科學(xué)意義，而且對(duì)發(fā)展四川經(jīng)濟(jì)有十分重要的意義。本文采用粉末冶金原位合成法制備了(Ti，V)C顆粒增強(qiáng)鋼鐵基復(fù)合材料，借助X射線衍射(XRD)、掃描電子顯微鏡(SEM)、差熱分析(DSC)等測(cè)試手段，對(duì)Fe-Ti-V-C

5、體系的反應(yīng)動(dòng)力學(xué)過程，對(duì)(Ti，V)C/Fe基復(fù)合材料的燒結(jié)致密化、微觀組織、力學(xué)性能及摩擦磨損行為進(jìn)行了系統(tǒng)深入的研究。 利用熱分析(DSC)和X射線衍射(XRD)研究了Fe-Ti-V-C體系的反應(yīng)動(dòng)力學(xué)過程。首先，在765.7℃發(fā)生Fe的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變，即α-Fe→Y-Fe；以及釩的碳化反應(yīng)FeV+C→VC+Fe；其次在1058.5℃，Ti與Fe共熔而形成低共熔體Fe<,2>Ti；在1140.4℃，C與Fe<,2>Ti反應(yīng)生成

6、TiC；最后，隨著溫度的繼續(xù)升高，TiC和VC形成了(Ti，V)C固溶體。 (Ti，V)C/Fe基復(fù)合材料的燒結(jié)致密化研究表明：對(duì)于V/Ti原子比為0、0.1、0.2的復(fù)合材料，其最佳的燒結(jié)溫度為1420℃；對(duì)于V/Ti原子比為0.4、0.6、0.8、1.0的復(fù)合材料，其最佳的燒結(jié)溫度為1400℃。在最佳燒結(jié)溫度，復(fù)合材料的相對(duì)密度都超過了98％。 利用掃描電子顯微鏡(SEM)和透射電子顯微鏡(TEM)研究了(Ti，V)

7、C/Fe基復(fù)合材料的微觀組織。結(jié)果表明：原位生成的(Ti，V)C顆粒細(xì)小，在珠光體基體上均勻分布，而且(Ti，V)C顆粒和珠光體界面結(jié)合良好。隨著V/Ti原子比的增加，硬質(zhì)相顆粒的形態(tài)由不規(guī)則狀逐漸趨于球狀；硬質(zhì)相顆粒的尺寸先隨著V/Ti原子比的增加而減小，當(dāng)V/Ti原子比大于0.2，隨著V/Ti原子比的增加，硬質(zhì)相顆粒尺寸增大。 利用電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)(Ti，V)C/Fe基復(fù)合材料的抗彎強(qiáng)度進(jìn)行了測(cè)量，實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明：(Ti，V)

8、C/Fe基復(fù)合材料的抗彎強(qiáng)度隨著V/Ti原子比的增加而升高，當(dāng)V/Ti原子比等于0.2時(shí)，達(dá)到最大值，然后又有所下降。對(duì)于V/Ti原子比為0、0.1、0.2的復(fù)合材料，碳化物的體積分?jǐn)?shù)基本相同，當(dāng)碳化物的體積分?jǐn)?shù)一定時(shí)，隨著碳化物顆粒平均粒度的減小，抗彎強(qiáng)度增大。與V/Ti原子比為0的復(fù)合材料相比，V/Ti原子比為0.1、0.2復(fù)合材料的硬質(zhì)相(Ti，V)C顆粒尺寸顯著減小，因此其抗彎強(qiáng)度高于V/Ti原子比為0的復(fù)合材料。同時(shí)V/Ti原

9、子比等于0.2的復(fù)合材料比V/Ti原子比等于0.1的復(fù)合材料抗彎強(qiáng)度高，這是由于隨著釩含量的增加，前者的(Ti，V)C顆粒形態(tài)比后者更加趨于球形，而球形的(Ti，V)C顆?？梢员苊饣w產(chǎn)生應(yīng)力集中和塑性變形。對(duì)于V/Ti原子比為0.4、0.6、0.8、1.0的復(fù)合材料，隨著釩含量的增加，一方面，(Ti，V)C體積分?jǐn)?shù)減少；另一方面，(Ti，V)C顆粒的平均粒度增加；因此抗彎強(qiáng)度逐漸下降。運(yùn)用M-200型摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)對(duì)(Ti，V)C/F

10、e基復(fù)合材料干摩擦條件下進(jìn)行了磨料磨損實(shí)驗(yàn)，實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明：(Ti，V)C/Fe基復(fù)合材料(淬火+低溫回火)具有良好的耐磨性能，明顯優(yōu)于高鉻鑄鐵(亞臨界處理)。磨損表面形貌分析表明：(Ti，V)C/Fe基復(fù)合材料在磨料磨損工況下主要的磨損機(jī)理為微區(qū)破裂和顯微犁削，這兩種機(jī)制共同作用導(dǎo)致材料與磨料相對(duì)運(yùn)動(dòng)過程中發(fā)生材料的流失。對(duì)于該種復(fù)合材料，(Ti，V)C顆粒會(huì)降低磨料刺入馬氏體基體的深度并阻止其進(jìn)一步的犁削作用，從而使復(fù)合材料的耐磨性得

11、以提高。同時(shí)V/Ti原子比對(duì)復(fù)合材料的耐磨性能有很大的影響：當(dāng)V/Ti原子比為0時(shí)，硬質(zhì)相TiC顆粒尺寸較大，TiC顆粒的間距也較大，因此磨料在載荷的作用下能夠順利地刺入TiC顆粒間軟的馬氏體基體中，并犁削較長(zhǎng)的距離，從而使磨損表面上留下較多寬而深的犁溝。 與V/Ti原子比為0的復(fù)合材料相比，V/Ti原子比為0.1、0.2的復(fù)合材料，其硬質(zhì)相(Ti，V)C顆粒尺寸顯著減小，(Ti，V)C顆粒的間距也減小。磨料在載荷的作用下難以刺

12、入軟的馬氏體基體內(nèi)，即使能刺入，其刺入深度及隨之而引起的塑性變形也較淺小。復(fù)合材料的磨損表面較為光滑，犁溝較短且淺而窄，耐磨性較好。此外，V/Ti原子比等于0.2的復(fù)合材料具有更高的密度并且硬質(zhì)相(Ti，V)C顆粒的形態(tài)更加趨于球形，它的耐磨性要優(yōu)于V/Ti原子比為0.1的復(fù)合材料。當(dāng)V/Ti原子比大于0.2時(shí)，隨著釩含量的增加，一方面硬質(zhì)相(Ti，V)C顆粒尺寸增大；另一方面硬質(zhì)相(Ti，V)C的體積分?jǐn)?shù)減小。造成(Ti，V)C顆粒的