放電等離子燒結(jié)TiCN/W-Cu復(fù)合材料的高溫摩擦磨損性能

黃友庭，李曉偉，查元飛，周曉龍，黃 歆，花能斌，陳文哲，彭?xiàng)澚?/p>

(1.福建工程學(xué)院材料科學(xué)與工程學(xué)院,福州 350108；2.福建省先進(jìn)材料加工與應(yīng)用重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,福州 350108；3.福州工商學(xué)院藝術(shù)與設(shè)計學(xué)院，福州 350715；4.固體表面物理化學(xué)國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,福建省材料基因組重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,能源材料化學(xué)協(xié)同創(chuàng)新中心,廈門大學(xué)材料學(xué)院,廈門 361005)

0 引 言

在鋼鐵生產(chǎn)過程中，導(dǎo)衛(wèi)裝置是軋鋼生產(chǎn)線上的重要組成部分，而導(dǎo)衛(wèi)板是導(dǎo)衛(wèi)裝置中的重要零部件，其質(zhì)量與壽命對鋼鐵產(chǎn)品的生產(chǎn)效率與質(zhì)量具有極其重要的影響。耐熱鋼、白口鑄鐵、灰口鑄鐵和球墨鑄鐵是傳統(tǒng)的制造導(dǎo)衛(wèi)板的材料，但因工作條件惡劣，由這些材料制造的導(dǎo)衛(wèi)板使用壽命短，通常只有幾個小時，這嚴(yán)重影響著生產(chǎn)效率和經(jīng)濟(jì)效益[1-4]。據(jù)統(tǒng)計，型鋼軋制過程中一半以上的生產(chǎn)事故都是由導(dǎo)衛(wèi)板的斷裂、磨損失效引起的[5]。因此，迫切需要找到一種硬度高、塑性好、高溫耐磨性良好的導(dǎo)衛(wèi)板用新材料來滿足使用要求。

鎢銅(W-Cu)合金具有高強(qiáng)度、高塑性、高導(dǎo)電導(dǎo)熱性等特點(diǎn)，主要應(yīng)用于電子和軍事行業(yè)[6-10]。作為一種兩組元的“假合金”，鎢銅合金中的鎢相可以為合金提供良好的高溫強(qiáng)度，而銅相良好的塑性和導(dǎo)熱性能可使合金在承受冷熱快速變化的極端條件下不開裂，并改善合金的機(jī)加工性能[5]；但鎢銅合金的耐磨性較差[11]，若能提升鎢銅合金的高溫耐磨性能，便有望使該合金在導(dǎo)衛(wèi)板中得到極好的應(yīng)用。目前，主要通過添加合金元素、纖維和硬質(zhì)相顆粒等來提高鎢銅合金的性能[12-21]。殷婷等[20]采用放電等離子燒結(jié)技術(shù)制備了摻雜少量TiC的W-Cu復(fù)合材料，發(fā)現(xiàn)復(fù)合材料的相對密度達(dá)到98.7%，硬度達(dá)到113 HV。ZHANG等[22]以超細(xì)/納米W-Cu粉末、TiC粉末為原料制備出不同TiC含量的W-70Cu-nTiC復(fù)合材料，發(fā)現(xiàn)當(dāng)摻雜TiC的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.3%時，復(fù)合材料的性能最優(yōu)，其相對密度達(dá)到98.63%，抗拉強(qiáng)度達(dá)到843 MPa。高思遠(yuǎn)等[9]采用高能球磨法和放電等離子燒結(jié)技術(shù)制備了Cu-15Cr-15W復(fù)合材料，其維氏硬度達(dá)到了152 HV，抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率分別達(dá)到了365 MPa和11.5%。LUO等[15]采用簡化的化學(xué)鍍方法制備了W-Cu復(fù)合粉末，并加入La2O3作為第二相對其進(jìn)行改性，發(fā)現(xiàn)復(fù)合材料的相對密度達(dá)到92%，抗彎強(qiáng)度達(dá)到940 MPa，比國家標(biāo)準(zhǔn)高18.99%。研究[23-27]表明，TiN、ZrO2、HfC、ZrO2、La2O3等顆?？梢詮浬⒎植荚阪u基體內(nèi)，釘扎位錯，限制鎢基體在高溫下的變形，同時起到阻止裂紋擴(kuò)展的作用，可明顯提高合金的高溫強(qiáng)度。鎢銅合金經(jīng)WC界面層改性后，鎢與銅之間的結(jié)合質(zhì)量得到明顯改善，硬度得到明顯提高[21]。TiC作為增強(qiáng)相摻雜在鎢銅合金中則可以通過釘扎作用阻止鎢晶粒在高溫?zé)Y(jié)時長大，改善合金的力學(xué)性能[28]。W-Cu合金基復(fù)合材料的高溫耐磨性能與硬度、強(qiáng)度密切相關(guān)，若能提高材料的硬度、強(qiáng)度，便有望改善復(fù)合材料的高溫耐磨性能。TiCN具有高熔點(diǎn)、高耐磨性、耐氧化和耐腐蝕等優(yōu)良特性，硬度比TiC和TiN二者都高，可有望作為添加相來提高鎢銅合金基體的強(qiáng)度和硬度，從而提高復(fù)合材料的高溫耐磨性能。

鎢和銅的密度和熔點(diǎn)差異巨大，即使在液體條件下也完全不混溶[29]，且鎢、銅兩相單體在高溫?zé)Y(jié)過程中不會形成中間化合物，因此傳統(tǒng)的熔煉方法很難實(shí)現(xiàn)鎢和銅的均勻分布。近年來，化學(xué)鍍銅方法已廣泛用于粉末材料的表面改性[30-31]。應(yīng)用化學(xué)鍍方法可以在鎢顆粒表面均勻地鍍覆銅層，銅包覆鎢復(fù)合粉末的比表面積大、金屬間浸潤性良好，可有效改善W-Cu合金基復(fù)合材料的組織和性能；結(jié)合放電等離子燒結(jié)工藝升溫快、燒結(jié)溫度低、生產(chǎn)效率高，且燒結(jié)試樣組織細(xì)小均勻的特點(diǎn)，可對銅包覆鎢復(fù)合粉末進(jìn)行放電等離子燒結(jié)，以制備性能優(yōu)異的W-Cu合金基復(fù)合材料。為了滿足導(dǎo)衛(wèi)板在高溫耐磨性方面的需求，開發(fā)出新的導(dǎo)衛(wèi)板用材料，作者以銅粉、TiCN粉以及采用化學(xué)鍍方法制備的銅包覆鎢復(fù)合粉末為原料，采用放電等離子燒結(jié)工藝制備TiCN/W-Cu復(fù)合材料，系統(tǒng)研究了復(fù)合材料的顯微組織、硬度及在不同溫度(25～800 ℃)下的摩擦磨損性能和磨損機(jī)理，并與鎢銅合金進(jìn)行了對比。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)材料包括：聚乙二醇、銅鹽(五水硫酸銅)、鹽酸(HCl)、氫氧化鈉(NaOH)、EDTA-2Na、酒石酸鉀鈉、甲醛，分析純，均由國藥試劑公司提供；2,2′-聯(lián)吡啶，分析純，由阿拉丁生化科技公司提供；銅粉，純度99.8%，平均粒徑10 μm，由中國金屬冶金研究總院提供；鎢粉，純度99.99%，平均粒徑10 μm，由中國金屬冶金研究總院提供；TiCN粉，純度99.99%，粒徑1～2 μm，由阿拉丁生化科技公司提供。稱取25 g銅鹽、25 g絡(luò)合劑(酒石酸鉀鈉+EDTA-2Na)、20 mL還原劑(甲醛)、0.02 g穩(wěn)定劑(2,2′-聯(lián)吡啶)和4 mL分散劑(聚乙二醇)，配置鍍液，用NaOH調(diào)節(jié)溶液pH至11～13。將稱取好的25.6 g鎢粉進(jìn)行預(yù)處理，即分別用質(zhì)量分?jǐn)?shù)10%的NaOH溶液以及質(zhì)量分?jǐn)?shù)20%的HCl溶液洗滌15 min，以去除表面油脂和部分氧化層；將鎢粉用去離子水洗滌至中性后加入到鍍液中，采用水浴鍋保持鍍液恒溫55 ℃并進(jìn)行磁力攪拌，在反應(yīng)過程中不斷添加NaOH以維持pH穩(wěn)定，待鍍液由藍(lán)色變澄清后反應(yīng)結(jié)束。將反應(yīng)完畢的粉末用去離子水洗滌至中性，用無水乙醇超聲清洗并分散顆粒，然后放入干燥箱中50 ℃保溫6 h烘干，得到質(zhì)量分?jǐn)?shù)15%銅包覆鎢復(fù)合粉末。

圖1 鎢粉與銅包覆鎢復(fù)合粉末的SEM形貌Fig.1 SEM morphology of tungsten powder (a) and Cu-coated W composite powder (b)

按銅包覆鎢復(fù)合粉末、 銅粉、TiCN粉質(zhì)量比92.5…6…1.5，稱取原料粉制備TiCN/W-Cu復(fù)合材料；按銅包覆鎢復(fù)合粉末、 銅粉質(zhì)量比94…6，稱取原料粉制備W-Cu合金。將稱取好的原料粉用QM-QX4L型全方位行星式球磨機(jī)混粉10 h，轉(zhuǎn)速為150 r·min-1，得到混合均勻的原料粉；將原料粉裝入直徑30 mm的石墨模具中，在5T-5-III型放電等離子燒結(jié)爐中燒結(jié)，燒結(jié)溫度為1 200 ℃，保溫時間為3 min，燒結(jié)壓力為40 MPa，升溫速率為36～50 ℃·s-1，燒結(jié)結(jié)束后待爐內(nèi)溫度降低至50 ℃以下后將試樣取出。

1.2 試驗(yàn)方法

采用Nova NanoSEM 450型場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)對鎢粉、銅包覆鎢復(fù)合粉末、W-Cu合金和復(fù)合材料的微觀形貌進(jìn)行觀察，并用SEM附帶的能譜儀(EDS)對粉末和復(fù)合材料的微區(qū)成分進(jìn)行分析，對W-Cu合金和復(fù)合材料進(jìn)行元素面掃描。采用化學(xué)溶解法測量銅包覆鎢復(fù)合粉末中銅層的含量，取適量銅包覆鎢復(fù)合粉末置于玻璃瓶中，用硝酸將粉體中的銅腐蝕溶解后進(jìn)行清洗，計算出銅包覆鎢復(fù)合粉末中銅層的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。采用D8 advance型 X射線衍射分析儀(XRD)對W-Cu合金和復(fù)合材料的物相組成進(jìn)行分析，采用銅靶，工作電壓為40 kV，工作電流為40 mA，掃描速率為4 (°)·min-1，掃描范圍2θ為20°～100°。通過阿基米德排水法計算W-Cu合金和復(fù)合材料的相對密度。采用THVP-10型顯微維氏硬度計測W-Cu合金和復(fù)合材料的維氏硬度，載荷為10 N，保載時間為15 s，測5個點(diǎn)取平均值。

在W-Cu合金和復(fù)合材料上截取尺寸為φ30 mm×4 mm的摩擦磨損試樣，經(jīng)打磨、拋光后用無水乙醇超聲清洗10 min，用吹風(fēng)機(jī)烘干；采用GHT-1000E型高溫真空摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行摩擦磨損試驗(yàn)，接觸方式為球-盤旋轉(zhuǎn)式，試驗(yàn)時間為30 min，摩擦半徑為4 mm，轉(zhuǎn)速為650 r·min-1，對磨材料為直徑4 mm的Si4N3陶瓷球，試驗(yàn)環(huán)境為真空，真空度為-3 Pa，試驗(yàn)溫度為25,400,600,800 ℃；摩擦磨損過程中的平均摩擦因數(shù)取磨損過程進(jìn)行10 min后的摩擦因數(shù)平均值，采用MT-500型探針式材料表面磨痕測量儀測磨損量，磨損率I的計算公式為

(1)

式中：ΔV為磨損量， mm3；F為接觸載荷，N；d為磨痕的直徑，mm；n為轉(zhuǎn)速，r·min-1；t為試驗(yàn)時間，min。

磨損試驗(yàn)結(jié)束后，采用Nova NanoSEM 450型場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察磨損形貌，并用其附帶的EDS對磨損表面的微區(qū)成分進(jìn)行分析；采用D8 advance型 X射線衍射分析儀對磨損表面的物相組成進(jìn)行分析，采用銅靶，工作電壓為40 kV，工作電流為40 mA，掃描速率為4(°)·min-1，掃描范圍2θ為20°～100°。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 粉末的微觀形貌與微區(qū)成分

由圖1可以看出：鎢粉顆粒表面干凈、平滑，無附著物，呈帶有棱角的多面體狀；銅包覆鎢復(fù)合粉末中的鎢顆粒表面銅原子分?jǐn)?shù)為94.6%，說明鎢顆粒完全被銅包裹住，顆粒形狀已由多面體狀變?yōu)榻魄驙?，且粉末中無片狀銅或細(xì)小的銅顆粒產(chǎn)生。采用化學(xué)溶解法測得銅包覆鎢復(fù)合粉末中銅層的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為15.14%，與初始設(shè)計值15%相比誤差很小，該誤差出現(xiàn)的原因可能是化學(xué)溶解后的清洗環(huán)節(jié)中鎢粉發(fā)生輕微損耗?？芍?，銅包覆鎢復(fù)合粉末中銅的鍍覆效果較好。

2.2 復(fù)合材料的微觀形貌、相對密度與硬度

由圖2可以看出：所制備復(fù)合材料中主要存在鎢、銅和TiCN相,說明成功制備了TiCN/W-Cu復(fù)合材料；W-Cu合金中只有鎢和銅兩相。對W-Cu合金和TiCN/W-Cu復(fù)合材料進(jìn)行微觀形貌觀察和微區(qū)成分分析，結(jié)果如圖3和表1所示。由圖3和表1可以看出：TiCN/W-Cu復(fù)合材料中的的黑色顆粒相(位置1和位置3)為TiCN，灰色相(位置2)為鎢，深灰色相為銅；相比于W-Cu合金，TiCN/W-Cu復(fù)合材料基體鎢顆粒排列更加致密且尺寸均勻，銅相更分散且區(qū)域較小，細(xì)小的TiCN顆粒彌散分布在鎢和銅相界，可阻止位錯運(yùn)動，抑制晶粒長大，使得燒結(jié)時鎢顆粒難以聚集，并可引導(dǎo)銅相分散，獲得致密而均勻的組織，此時TiCN顆粒起到很好的增強(qiáng)效果。

圖2 W-Cu合金與所制備復(fù)合材料的XRD譜Fig.2 XRD pattern of W-Cu alloy and prepared composites

圖3 W-Cu合金與TiCN/W-Cu復(fù)合材料的微觀形貌與EDS元素面掃描區(qū)域和結(jié)果Fig.3 Micromorphology (a-c) and EDS element surface scanning area and results (d-e) of W-Cu alloy (a,d) and TiCN/W-Cu composites (b-c, e): (b) at low magnification and (c) at high magnification

表1 圖3(c)中不同位置的EDS分析結(jié)果

試驗(yàn)測得，W-Cu合金和TiCN/W-Cu復(fù)合材料的相對密度分別為97.3%和97.9%，顯微硬度分別為231.4,282.7 HV，可知與W-Cu合金相比，TiCN/W-Cu復(fù)合材料的相對密度提高了0.6%，硬度提高了22.2%，這與TiCN/W-Cu復(fù)合材料中分布在銅與鎢相界的細(xì)小TiCN顆粒所起到的彌散強(qiáng)化作用有關(guān)。

2.3 復(fù)合材料的高溫摩擦磨損性能

由圖4可以看出，在經(jīng)過初期的磨合階段后，W-Cu合金和TiCN/W-Cu復(fù)合材料在25 ℃下的摩擦因數(shù)-時間曲線的波動明顯比400，600，800 ℃高溫下的曲線小。高溫下合金和復(fù)合材料基體軟化，易發(fā)生塑性變形，導(dǎo)致磨損劇烈，因此摩擦因數(shù)波動更大。

圖4 不同溫度下W-Cu合金與TiCN/W-Cu復(fù)合材料的摩擦因數(shù)-時間曲線Fig.4 Friction coefficient-time curves of W-Cu alloy (a) and TiCN/W-Cu composites (b) at different temperatures

由圖5可知：隨著試驗(yàn)溫度的升高，W-Cu合金的平均摩擦因數(shù)呈先降低后升高的趨勢,而TiCN/W-Cu復(fù)合材料的平均摩擦因數(shù)波動較大，呈先降低后升高再降低的趨勢；在25 ℃與800 ℃下，TiCN/W-Cu復(fù)合材料的平均摩擦因數(shù)略低于W-Cu合金，但在400，600 ℃下，TiCN/W-Cu復(fù)合材料的平均摩擦因數(shù)高于W-Cu合金；W-Cu合金和TiCN/W-Cu復(fù)合材料的磨損率均隨著溫度的升高而增大，且相同溫度下復(fù)合材料的磨損率均明顯低于W-Cu合金。在25 ℃下TiCN/W-Cu復(fù)合材料的磨損率為2.37×10-6mm2·N-1·r-1，比W-Cu合金低33.8%。在800 ℃下TiCN/W-Cu復(fù)合材料的磨損率為4.96×10-6mm2·N-1·r-1，比W-Cu合金低61.9%。TiCN/W-Cu復(fù)合材料較好的常溫和高溫耐磨性能與復(fù)合材料硬度的提高使得磨擦磨損時的塑性變形較小以及磨損過程中會產(chǎn)生硬質(zhì)摩擦層有關(guān)[32]。

圖5 不同溫度下W-Cu合金和TiCN/W-Cu復(fù)合材料的平均摩擦因數(shù)和磨損率Fig.5 Average friction coefficient (a) and wear rate (b) of W-Cu alloy and TiCN/W-Cu composites at different temperatures

由圖6可知，在25，400 ℃下，W-Cu合金磨損表面的主要物相為鎢和銅相，當(dāng)試驗(yàn)溫度升高到600，800 ℃時，磨損表面開始出現(xiàn)了Si2N2O相，高溫下劇烈的摩擦運(yùn)動使得對磨件與W-Cu合金表面發(fā)生了物質(zhì)遷移，環(huán)境空氣中的水分在高溫下與W-Cu合金磨損表面發(fā)生了氧化反應(yīng)，生成了Si2N2O相。在25 ℃下TiCN/W-Cu復(fù)合材料磨損表面的主要物相為鎢和銅相，當(dāng)溫度升高到400，600 ℃時，磨損表面出現(xiàn)了Si3N4，說明復(fù)合材料發(fā)生黏著磨損，在600，800 ℃下磨損表面有WO2產(chǎn)生，說明復(fù)合材料表面發(fā)生了氧化磨損。

圖6 不同溫度試驗(yàn)后W-Cu合金和TiCN/W-Cu復(fù)合材料磨損表面的XRD譜Fig.6 XRD pattern of wear surface of W-Cu alloy (a) and TiCN/W-Cu composites (b) after test at different temperatures

由圖7可以看出，不同溫度下W-Cu合金的磨損表面均有犁溝出現(xiàn)，當(dāng)溫度為400 ℃以上時，磨損表面有裂紋產(chǎn)生。25 ℃下W-Cu合金磨損表面存在細(xì)小的犁溝，并存在黑色片狀磨屑，這是W-Cu合金表面材料剝落后又被重新碾壓摩擦所致，此時合金的主要磨損形式為磨粒磨損。400 ℃下W-Cu合金表面犁溝處萌生裂紋，裂紋在合金內(nèi)部或表面擴(kuò)展，裂紋擴(kuò)展到一定程度后材料剝落形成凹坑；此時磨損表面的氧元素增多，說明合金存在輕微氧化磨損；可知400 ℃下W-Cu合金的磨損形式主要為疲勞磨損并伴有輕微氧化磨損。400 ℃高溫使W-Cu合金的硬度降低，在磨損過程中的塑性變形程度增大，耐磨性能降低；同時在環(huán)境高溫以及摩擦熱的作用下，軟化的銅相在W-Cu合金外形成一層潤滑膜[33]，面心立方結(jié)構(gòu)的銅阻隔了對磨件與合金的直接接觸，起到減摩的效果，而且較軟的銅相使鎢顆粒的拔出和脫落現(xiàn)象減少，有效抑制了磨粒磨損，使400 ℃下的磨損表面比25 ℃下更光滑，磨屑更少，僅有零星的銅顆粒散落；400 ℃下銅的自潤滑作用使得合金的摩擦因數(shù)相比于25 ℃時降低幅度較大，磨損率增加幅度較小。600 ℃下W-Cu合金磨損表面存在少量細(xì)小的顆粒狀磨屑，并有裂紋生成，同時在裂紋處存在凹坑；磨損表面氧元素含量增加，并且出現(xiàn)了硅元素，可知磨損表面發(fā)生強(qiáng)烈的黏著磨損，在高溫與摩擦的雙重作用下磨損表面形成氧化膜；此時W-Cu合金的磨損機(jī)理主要為疲勞磨損與黏著磨損，并伴有氧化磨損。600 ℃高溫使W-Cu合金在磨損過程中的塑性變形程度加大，磨損加劇，銅潤滑膜的減摩效果變?nèi)酰煌瑫r合金表面生成的氧化膜對合金的耐磨性能起到了積極作用，因此相比于400 ℃，600 ℃下W-Cu合金的摩擦因數(shù)增大，但磨損率上升幅度仍較小。800 ℃下W-Cu合金磨損表面有犁溝以及較大的層片狀磨屑出現(xiàn)，并存在細(xì)微裂紋；磨損表面氧元素含量升高，并且出現(xiàn)了硅元素，可知合金發(fā)生強(qiáng)烈的黏著磨損，磨損表面在高溫與摩擦的雙重作用下有氧化膜生成；800 ℃下合金的磨損機(jī)理為磨粒磨損和疲勞磨損，伴有黏著磨損以及氧化磨損。800 ℃極高的溫度使合金基體進(jìn)一步軟化，表面塑性變形程度加大，磨損程度更加嚴(yán)重，銅的自潤滑作用完全失效，導(dǎo)致此溫度下合金的摩擦因數(shù)與磨損率均急劇上升。隨著試驗(yàn)溫度的升高，W-Cu合金磨損表面的氧含量不斷升高，氧化磨損程度加劇；高溫使合金基體軟化程度明顯，在磨損過程中表面塑性變形程度加劇，導(dǎo)致磨損劇烈，銅潤滑膜的減摩效果逐漸失效，銅相隨磨屑離開合金表面，因此銅元素含量降低；隨著磨損程度的加劇以及高溫的影響，黏著磨損加劇，W-Cu合金與對磨材料氮化硅之間發(fā)生物質(zhì)遷移，從而在600 ℃時開始生成以Si2N2O為主的氧化膜。

圖7 不同溫度試驗(yàn)后W-Cu合金的磨損形貌與EDS元素面掃描結(jié)果Fig.7 Wear morphology (a-h) and EDS element surface scanning results (i) of W-Cu alloy after test at different temperatures: (a, c, e, g) at low magnification and (b, d, f, h) at high magnification

由圖8可知：25 ℃下TiCN/W-Cu復(fù)合材料磨損表面存在犁溝和麻點(diǎn)孔洞，同時還存在一層很薄的深灰色片狀區(qū)域，這是表面材料剝落后又重新被碾壓摩擦所致，而孔洞是由TiCN顆粒脫落形成的；此時TiCN/W-Cu復(fù)合材料的主要磨損機(jī)理為磨粒磨損。400 ℃下TiCN/W-Cu復(fù)合材料磨損表面存在犁溝以及因TiCN顆粒脫落形成的麻點(diǎn)孔洞，由于摩擦過程中有銅潤滑膜出現(xiàn)，磨損表面較光滑；磨損表面氧元素增加并出現(xiàn)了硅元素，結(jié)合圖6可知此時有Si3N4相生成，此時TiCN/W-Cu復(fù)合材料的磨損機(jī)理為磨粒磨損、黏著磨損并伴有氧化磨損。400 ℃高溫使TiCN/W-Cu復(fù)合材料基體的硬度降低，在磨損過程中的塑性變形程度增大，耐磨性能降低；在磨損過程中，TiCN硬質(zhì)顆粒在載荷的作用下拔出脫落，并在復(fù)合材料表面運(yùn)動而使表面形成犁溝，造成三體磨粒磨損；在環(huán)境高溫以及摩擦熱的作用下，軟化的銅相在磨損表面形成一層潤滑膜，此時磨損表面較光滑，因此與25 ℃時相比，TiCN/W-Cu復(fù)合材料的摩擦因數(shù)降低幅度較大，而磨損率增大幅度較小。600 ℃下TiCN/W-Cu復(fù)合材料磨損表面存在輕微的犁溝、凹坑、坑內(nèi)裂紋以及因TiCN硬質(zhì)顆粒脫落形成的麻點(diǎn)孔洞，磨損表面較為平整；磨損表面氧元素和碳元素含量增加，結(jié)合圖6可知磨損表面在高溫與摩擦的作用下有氧化膜生成[34]，此時TiCN/W-Cu復(fù)合材料的磨損機(jī)理為疲勞磨損、黏著磨損，并伴有氧化磨損。600 ℃下較高的溫度、較大的基體塑性變形以及加劇的磨損程度使銅潤滑膜的減摩效果基本失效；此時脫落的TiCN硬質(zhì)顆粒、鎢顆粒、銅相以及三者的氧化物混合在一起，在TiCN/W-Cu復(fù)合材料表面形成了一層硬質(zhì)摩擦層，起到了很好的減摩作用，因此此時雖然摩擦因數(shù)增大幅度較大，但磨損率卻未大幅提高。800 ℃下TiCN/W-Cu復(fù)合材料磨損表面出現(xiàn)了大量顆粒狀磨屑，此時硬質(zhì)摩擦層替代復(fù)合材料表面進(jìn)行摩擦運(yùn)動，使得材料磨損率并未急劇升高；同時銅相在800 ℃高溫下進(jìn)一步軟化，流動性增強(qiáng)并滲出到硬質(zhì)摩擦層外部，重新形成銅潤滑膜，使硬質(zhì)摩擦層的潤滑性變好，摩擦因數(shù)降低；此時TiCN/W-Cu復(fù)合材料的磨損機(jī)理為疲勞磨損、黏著磨損，并伴有氧化磨損；磨損試驗(yàn)結(jié)束后，少量剩余銅相將其他碎屑黏合在一起而在磨損表面形成了鎢、銅、TiCN的混合顆粒。

圖8 不同溫度試驗(yàn)后TiCN/W-Cu復(fù)合材料的磨損形貌與EDS元素面掃描結(jié)果Fig.8 Wear morphology (a-h) and EDS element surface scanning results (i) of TiCN/W-Cu composites after test at different temperatures: (a, c, e, g) at low magnification and (b, d, f, h) at high magnification

當(dāng)試驗(yàn)溫度為400 ℃時，在對磨件的接觸應(yīng)力作用下，TiCN/W-Cu復(fù)合材料基體中的銅相軟化并在表面形成了一層銅潤滑膜，起到了減摩耐磨的作用。但隨著溫度升高到600～800 ℃，銅潤滑膜減摩作用失效，在對磨件的碾壓以及環(huán)境高溫與摩擦熱的作用下，大量脫落的TiCN硬質(zhì)顆粒、鎢顆粒、銅相以及3者的氧化物混合在一起，形成了一層硬質(zhì)摩擦層，代替復(fù)合材料與對磨件進(jìn)行摩擦運(yùn)動，從而提高了復(fù)合材料的耐磨性能。TiCN/W-Cu復(fù)合材料的高溫摩擦磨損機(jī)理模型如圖9所示。在摩擦過程中較軟的銅相不僅起到潤滑的作用，而且避免了鎢、TiCN顆粒之間的相互接觸；彌散分布的細(xì)小TiCN顆粒提高了基體的相對密度與硬度，延緩了基體的塑性變形，有利于延緩裂紋的萌生和擴(kuò)展，大大提高了復(fù)合材料的耐磨性能。

圖9 TiCN/W-Cu復(fù)合材料的高溫摩擦磨損機(jī)理模型Fig.9 High temperature friction and wear mechanism model of TiCN/W-Cu composites

3 結(jié) 論

(1) 以TiCN粉、銅粉、銅包覆鎢復(fù)合粉末為原料，采用放電等離子燒結(jié)技術(shù)成功制備了TiCN/W-Cu復(fù)合材料，復(fù)合材料的相對密度為97.9%，硬度為282.7 HV，相比于W-Cu合金分別提高了0.6%和22.2%，復(fù)合材料組織致密，鎢顆粒尺寸均勻，鎢相與銅相分布均勻，細(xì)小的TiCN顆粒彌散分布在鎢和銅相界處。

(2) 隨著試驗(yàn)溫度由25 ℃升高到800 ℃，TiCN/W-Cu復(fù)合材料的平均摩擦因數(shù)呈先降低后升高再降低的趨勢，磨損率增大，且相同溫度下復(fù)合材料的磨損率均明顯低于W-Cu合金，其中25 ℃下的磨損率比W-Cu合金低33.8%，800 ℃下的磨損率比W-Cu合金低61.9%，復(fù)合材料具有更好的常溫與高溫耐磨性能。

(3) TiCN/W-Cu復(fù)合材料中彌散分布的細(xì)小TiCN硬質(zhì)相顆粒可延緩基體的塑性變形，阻礙裂紋的萌生和擴(kuò)展，且高溫下磨損表面形成的銅潤滑膜與硬質(zhì)摩擦層起到減摩耐磨的作用，從而使復(fù)合材料具有良好的高溫耐磨性能；25 ℃下復(fù)合材料的磨損機(jī)理以磨粒磨損為主，隨著溫度的升高，磨損機(jī)理轉(zhuǎn)變?yōu)槠谀p、黏著磨損與氧化磨損。