原位自生粒柱狀多元碳化物復(fù)合增強(qiáng)鐵基圖層的研究.pdf

1、摩擦磨損是機(jī)械設(shè)備失效的主要原因。世界能源約有一半以上是以不同形式消耗在機(jī)械零件與偶件表面之間的摩擦上，其破壞和損失十分驚人。表面涂層技術(shù)在改善材料表面性能、加強(qiáng)材料表面防護(hù)、拓寬材料應(yīng)用領(lǐng)域方面發(fā)揮著重要作用。原位自生碳化物增強(qiáng)涂層具有眾多優(yōu)點(diǎn)：i)碳化物具有高化學(xué)穩(wěn)定性、高熔點(diǎn)、高硬度；ii)原位自生的碳化物完整性好、內(nèi)部缺陷少、表面清潔無(wú)污染與金屬基體潤(rùn)濕性好、結(jié)合強(qiáng)度高等，而備受關(guān)注。
　　顆粒TiC、柱狀M7C3、WC分

2、別為鈦基合金、高鉻鑄鐵、硬質(zhì)合金的主要增強(qiáng)相。目前這三種增強(qiáng)體多為獨(dú)立增強(qiáng)，使用中存在一些增強(qiáng)相與基體硬度不匹配等問(wèn)題，因此亟需探索增強(qiáng)體間的復(fù)合增強(qiáng)效能。因?yàn)槎嘣喑叨葟?fù)合增強(qiáng)可以克服單一增強(qiáng)體使用上的局限性，不同尺度增強(qiáng)體之間可以“取長(zhǎng)補(bǔ)短”，對(duì)基體增強(qiáng)產(chǎn)生“復(fù)合效應(yīng)”。為此本文設(shè)計(jì)了五種材料體系Cr3C2/FeCrNiBSi、Fe-Ni-Cr-C、Fe-Ni-Cr-Ti-C、Fe-Ni-W-C、Fe-Ni-W-Ti-C，以等離子束

3、為熱源，經(jīng)原位反應(yīng)合成出不同種類(lèi)、不同尺度、不同含量的粒柱狀多元碳化物復(fù)合增強(qiáng)涂層TiC-M7C3/Fe、TiC-W C/Fe及單一柱狀碳化物獨(dú)立增強(qiáng)涂層M7C3/Fe、WC/Fe。研究了各體系涂層的組織結(jié)構(gòu)、原位自生碳化物形核生長(zhǎng)機(jī)制、涂層干滑動(dòng)摩擦磨損性能等。對(duì)探索等離子束原位合成粒柱狀多元碳化物復(fù)合增強(qiáng)涂層有重要的理論意義和實(shí)際應(yīng)用價(jià)值。
　　以 Cr3C2-FeCrNiBSi材料體系原位合成MyCg/Fe涂層時(shí)，發(fā)現(xiàn)外加&

4、3C2顆粒表面微納尺度凹坑可作為柱狀碳化物M7C3的非勻質(zhì)形核基底，促進(jìn)M7C3在其表面形核，提高M(jìn)7C3的原位生成量。晶體學(xué)與熱力學(xué)計(jì)算結(jié)果表明：（013)Cr3C2與(10-10)m7C3之間的錯(cuò)配度為5=8.66％，&3C2表面微納尺度凹坑形狀因子x與 M7C3臨界形核能風(fēng)的關(guān)系為 JGc=(16uc3/3JG2y(cos6>，x)。分別以 Fe-Ni-Cr-Ti-C和Fe-Ni-W-Ti-C材料體系原位合成TiC-MyCs/Fe

5、和TiC-WC/Fe涂層時(shí)，發(fā)現(xiàn)M7C3及WC柱體內(nèi)外部均生長(zhǎng)有大量八面體TiC。熱力學(xué)與晶體學(xué)計(jì)算結(jié)果表明：TC-M7C3復(fù)合生長(zhǎng)時(shí)，T iC為初生相M7C3為次生相；而 TiC-WC復(fù)合生長(zhǎng)時(shí)，WC為初生相TiC為次生相；（110)tic與(001)m7C3的錯(cuò)配度為5=9.45%，(10-10)wc與(001)tic的錯(cuò)配度為5=6.54%，均屬于6%<5<12%區(qū)間，表明 TiC顆?？勺鳛镸7C3柱體的非勻質(zhì)形核基底，WC可作為

6、TiC的非勻質(zhì)形核基底。
　　發(fā)現(xiàn)粒柱狀多元碳化物復(fù)合增強(qiáng)涂層中，TiC生長(zhǎng)為八面體，M7C3生長(zhǎng)為六棱柱體，WC生長(zhǎng)為正三棱柱體。經(jīng)熱力學(xué)與動(dòng)力學(xué)計(jì)算，TiC臨界晶核（生長(zhǎng)基元）為{111}晶面族組成的八面體；M7C3臨界晶核為{011}{002}{101}晶面族組成的六棱柱；WC臨界晶核為{001}{1-10}晶面族組成的片狀正三棱柱體。柱狀 M7C3的生長(zhǎng)機(jī)制為：生長(zhǎng)基元經(jīng)堆積形成外壁，被包裹熔液形成后續(xù)基元在{011}{0

7、02}晶面由外至內(nèi)堆砌內(nèi)壁，當(dāng)無(wú)法形成M7C3基元時(shí)，內(nèi)壁停止生長(zhǎng)。柱狀W C的生長(zhǎng)機(jī)制為：生長(zhǎng)基元首先在{001}晶面堆砌形成臺(tái)階，后續(xù)基元依附臺(tái)階沿{001}晶面由內(nèi)向外側(cè)向堆砌，同時(shí)W C生長(zhǎng)基元沿垂直{001}晶面方向不斷堆砌新層。顆粒狀TiC的生長(zhǎng)機(jī)制為：生長(zhǎng)基元首先在{111}晶面經(jīng)二維形核形成生長(zhǎng)臺(tái)階，后續(xù)基元依附臺(tái)階在{111}面?zhèn)认蚨哑龅耐瑫r(shí)沿垂直{111}晶面方向堆砌新層。
　　在M2000型環(huán)-塊摩擦試驗(yàn)機(jī)上

8、考察了粒柱多元碳化物復(fù)合增強(qiáng)鐵基涂層TiC-M7C3/Fe、TiC-WC/Fe與單一柱狀碳化物增強(qiáng)鐵基涂層M?C3/Fe、W C/Fe的干滑動(dòng)摩擦學(xué)性能。發(fā)現(xiàn) i)摩擦起始階段摩擦因數(shù)波動(dòng)幅度受涂層初始表面微觀狀態(tài)的影響；ii)涂層表面凸出的WC，一方面提高了涂層的耐磨性，另一方面增加了對(duì)配副材料表面的犁削，使其磨損量增加，同時(shí)造成摩擦因數(shù)波動(dòng)增加；iii)涂層表面磨粒脫落時(shí)帶走部分熱量，使摩擦溫升降低；iv)涂層表面層狀氧化磨?？勺韪?/p>

9、涂層與配副材料的接觸，降低磨損率及摩擦因數(shù)；v)外加載荷增加時(shí)，摩擦溫升增加，氧化磨損嚴(yán)重；vi)粒柱狀TiC-W C及 TiC-M7C3復(fù)合增強(qiáng)時(shí)，涂層基體的耐磨性提高，硬質(zhì)相凸出減少，可降低對(duì)配副材料的犁削，使其磨損量降低；vii) M7C3/Fe、WC/Fe、TiC-MyCs/Fe、TiC-WC/Fe涂層中M7C3和WC表面均出現(xiàn)裂紋，裂紋走向與滑動(dòng)方向垂直，并貫穿整個(gè)柱體表面，當(dāng)擴(kuò)展至基體時(shí)停止，靠近基體邊緣處裂紋率較高，當(dāng)裂紋

10、在柱體表面相交時(shí)，出現(xiàn)脆性剝離坑；viii)粒柱多元碳化物復(fù)合增強(qiáng)時(shí)，M7C3與WC表面裂紋率均高于其單一增強(qiáng)時(shí)。
　　相同條件下綜合對(duì)比涂層的摩擦學(xué)性能后發(fā)現(xiàn)：i)碳化物粒柱復(fù)合增強(qiáng)涂層的磨損量均低于相同含量甚至更高含量的碳化物單一柱體增強(qiáng)涂層；ii)碳化物單一柱體增強(qiáng)涂層配副材料磨損量隨著涂層中碳化物含量的增加而增加；iii)碳化物粒柱復(fù)合增強(qiáng)涂層配副材料的磨損量比碳化物單一柱體增強(qiáng)時(shí)少；iv)從降低配副雙方磨損量考察，碳化物