劉增林 ，韓 偉 ，王彥康 ，王 濤 ，呂偉龍

1) 鋼鐵研究總院, 北京 100081 2) 山東魯銀新材料科技有限公司, 濟(jì)南 271104

粉末冶金是一種可以大批量、低成本制備近凈成形、高性能、高尺寸精度零件的工藝技術(shù)，被廣泛應(yīng)用于生產(chǎn)汽車和機(jī)械工業(yè)零部件。但是，粉末冶金零件內(nèi)部固有的孔隙影響了材料致密性和性能，使其性能與致密材料之間存在較大差距。提高粉末冶金零件性能的常用方法有提高材料密度、基體合金化、熱處理及添加各種強(qiáng)化材料及增強(qiáng)顆粒，其中，在鐵基粉末冶金材料中添加增強(qiáng)顆粒，可在保證基體材料性能的同時，充分發(fā)揮增強(qiáng)顆粒的優(yōu)勢，使燒結(jié)材料具有較高的強(qiáng)度及耐磨性，特別適合汽車和機(jī)械工業(yè)耐磨部件的加工制造，具有廣闊的應(yīng)用前景[1?2]。目前顆粒增強(qiáng)鋁基、鎂基等金屬基復(fù)合材料是研究熱點(diǎn)并已經(jīng)開始工業(yè)化應(yīng)用，但顆粒增強(qiáng)鐵基復(fù)合材料的生產(chǎn)工藝不夠完善，沒有形成規(guī)?；a(chǎn)[3?6]。

擴(kuò)散合金化燒結(jié)鋼是一種粉末冶金燒結(jié)硬化鋼，具有優(yōu)良的綜合力學(xué)性能，在機(jī)械工程領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用。隨著工業(yè)技術(shù)的發(fā)展，各種機(jī)械及零件的極限工作環(huán)境愈加苛刻，對材料耐磨性要求持續(xù)提升。因此，在鐵基粉末冶金材料中加入陶瓷顆粒，提高燒結(jié)材料的耐磨性，拓寬了擴(kuò)散型粉末冶金燒結(jié)鋼的應(yīng)用范圍，具有十分重要的研究和應(yīng)用價值。

目前，常用的鐵基復(fù)合材料增強(qiáng)相包括氧化物[7]、碳化物[8]、氮化物[9]等。韓明明等[10]用常規(guī)粉末冶金工藝制備SiC顆粒增強(qiáng)粉末冶金材料，顯著提高了材料的耐磨性和疲勞性能。種詳遠(yuǎn)等[11]和高前程等[12]通過添加鍍銅或鍍鎳的SiC顆粒，改善SiC/Fe之間的界面浸潤性，提高復(fù)合材料的力學(xué)性能。郭遠(yuǎn)博[13]將TiB2顆粒與鐵基材料復(fù)合，制備出強(qiáng)度高、耐磨性好的顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料。樊少忠等[14]研究了原位反應(yīng)合成制備TiC顆粒增強(qiáng)鋼鐵基復(fù)合材料，研究表明，陶瓷顆粒與基體材料界面結(jié)合良好，材料硬度高、耐磨性好。

本文以擴(kuò)散型合金鋼粉為基粉，加入SiC、TiC、TiB2等陶瓷顆粒，采用粉末冶金工藝制備了陶瓷顆粒增強(qiáng)的粉末冶金鐵基復(fù)合材料，系統(tǒng)研究了陶瓷顆粒與基體界面的結(jié)合狀態(tài)以及陶瓷相對燒結(jié)復(fù)合材料性能的影響規(guī)律。

1 實驗材料及方法

1.1 實驗原料

研究所用基粉是山東魯銀新材料科技有限公司生產(chǎn)的擴(kuò)散型合金鋼粉，粉末牌號是LAP100.29D1，粉末化學(xué)成分見表1。石墨粉的平均粒徑3.0 μm；潤滑劑為E-203。所用SiC、TiC、TiB2三種陶瓷顆粒平均粒度為3.0～5.0 μm。

表1 LAP100.29D1擴(kuò)散型合金鋼粉化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of the LAP100.29D1 diffusion alloyed steel powders %

1.2 試樣制備

實驗材料成分設(shè)計見表2所示。SiC、TiC、TiB2三種陶瓷顆粒含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）分別為0%、0.3%、0.6%、0.9%、1.2%、1.5%。按照表2成分稱量粉末，將原料粉末裝入雙錐V型混料機(jī)中混料120 min，為了充分混合均勻，混料時加入少量鋼球加速粉末混合均勻?；旌戏勰╈o置24 h后，在700 MPa壓力下單向壓制成形實驗的拉伸和沖擊試樣。將試樣放入鋪粉氧化鎂的石墨舟中真空燒結(jié)1140 ℃，保溫60 min，然后隨爐冷卻。熱處理工藝為燒結(jié)試樣在氣氛爐中加熱至850 ℃，保溫30 min，浸油處理25 min，然后在箱式爐中180 ℃回火2 h。

表2 陶瓷顆粒增強(qiáng)擴(kuò)散合金鋼成分組成（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 2 Composition of the ceramic particle reinforceddiffusion alloyed steels %

1.3 測試分析

采用阿基米德排水法測量生坯和燒結(jié)坯的密度，并計算得到燒結(jié)坯的相對密度。分別使用HR-150B硬度計和WDW-100型萬能材料試驗機(jī)測量燒結(jié)態(tài)和熱處理態(tài)試樣的硬度和抗拉強(qiáng)度。利用4XC-Ⅱ金相顯微鏡觀察燒結(jié)試樣的組織，采用EV010掃描電鏡（scanning electron microscope，SEM）觀察陶瓷顆粒與基體界面結(jié)合狀態(tài)，并對試樣摩擦磨損表面進(jìn)行分析。通過M-2000A摩擦磨損試驗機(jī)測試材料的耐磨性，加載壓力400 N，持續(xù)15 min，對偶件轉(zhuǎn)速為400 r·min?1。

2 結(jié)果與討論

2.1 復(fù)合材料的燒結(jié)態(tài)金相分析

圖1（a）是基體Fe?Mo?Ni?Cu?C擴(kuò)散合金化鋼光學(xué)組織，由于Mo元素為完全合金化狀態(tài)，決定了燒結(jié)鋼的主要組織是珠光體（P），鐵素體和滲碳體呈現(xiàn)片層狀，孔隙附近及靠近試樣表面由于冷卻速度較快出現(xiàn)貝氏體（B），銅金屬附近冷卻速度較快也容易出現(xiàn)貝氏體，難以與珠光體具體分辨，燒結(jié)材料具有較高的強(qiáng)度和硬度。添加陶瓷顆粒的光學(xué)組織見圖1（b）～圖1（d），燒結(jié)合金組織為珠光體、貝氏體，陶瓷顆粒鑲嵌于基體之中，還有少量孔隙；由于陶瓷顆粒的機(jī)械阻隔作用，晶粒尺寸略有減小。圖1（b）與圖1（a）相比，珠光體區(qū)域增多細(xì)化，面積增大，由于Si/Fe是熱力學(xué)十分不穩(wěn)定系統(tǒng)，可在800 ℃以上分解出石墨碳，造成局部碳勢升高，珠光體發(fā)育充分，珠光體含量增加并且尺寸細(xì)化。

圖1 添加不同類型陶瓷顆粒的擴(kuò)散合金化鋼組織：（a）基體；（b）SiC 0.9%；（c）TiC 0.9%；（d）TiB2 0.9%Fig.1 Microstructure of the diffusion alloyed steels reinforced by the different types ceramic particles: (a) matrix; (b) SiC 0.9%;(c) TiC 0.9%; (d) TiB2 0.9%

2.2 復(fù)合材料的界面分析

圖2是添加不同類型陶瓷顆粒的擴(kuò)散合金化鋼斷口的形貌，以觀察陶瓷顆粒與鐵基體的界面結(jié)合情況。從圖2（a）看出，在SiC顆粒與鐵基體界面結(jié)合良好，顆粒周圍小區(qū)域存在孔隙。Tang等[15]以SiC/Fe擴(kuò)散偶作為研究對象，發(fā)現(xiàn)在800～1100 ℃下SiC/Fe界面發(fā)生反應(yīng)，結(jié)合緊密。TiC增強(qiáng)復(fù)合材料的界面結(jié)合見圖2（b），其中TiC顆粒與Fe在燒結(jié)過程中結(jié)合不緊密，沒有形成良好結(jié)合[16]。圖2（c）為TiB2顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料顯微形貌，可知Fe與TiB2在燒結(jié)后界面結(jié)合良好。

圖2 不同類型陶瓷顆粒增強(qiáng)擴(kuò)散合金化鋼斷口掃描顯微形貌：（a）SiC；（b）TiC；（c）TiB2Fig.2 SEM fracture morphology of the diffusion alloyed steels reinforced by the different types ceramic particles: (a) SiC; (b) TiC; (c) TiB2

2.3 復(fù)合材料的相對密度

圖3顯示了添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)的陶瓷顆粒后，鐵基復(fù)合材料的生坯和燒結(jié)坯相對密度變化情況。圖中表明，由于陶瓷材料密度低、硬度高，變形困難，隨著陶瓷顆粒質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加，生坯密度降低。當(dāng)添加SiC、TiC、TiB2質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.5%時，生坯相對密度與基體相比分別降低了8.0%、5.9%、7.3%。

圖3 陶瓷顆粒質(zhì)量分?jǐn)?shù)對擴(kuò)散合金化鋼相對密度的影響：（a）SiC；（b）TiC；（c）TiB2Fig.3 Effect of the ceramic particle mass fraction on the relative density of the diffusion alloyed steels: (a) SiC; (b) TiC; (c) TiB2

燒結(jié)鋼中加入SiC或TiC陶瓷顆粒，材料燒結(jié)坯相對密度降低，添加SiC、TiC質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.5%時，燒結(jié)坯相對密度與基體相比分別降低了7.4%、5.4%。然而，添加TiB2試樣呈現(xiàn)出不同的變化趨勢。當(dāng)添加TiB2質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.9%時，燒結(jié)坯相對密度達(dá)到最大值94.5%，與基體相比，燒結(jié)坯相對密度提高了1.6%，其后，隨著TiB2質(zhì)量分?jǐn)?shù)由0.9%提高到1.5%，燒結(jié)坯相對密度與基體相比降低了1.6%。主要原因是TiB2與鐵發(fā)生反應(yīng)，分離出的Ti具有除氧去氣、阻止鋼晶粒長大等作用；B元素與鐵反應(yīng)生成低熔點(diǎn)共晶體，促進(jìn)液相流動及燒結(jié)致密化，特別是陶瓷顆粒尺寸細(xì)小，Ti、B與Fe基體反應(yīng)更顯著，對組織和性能影響更明顯。如圖2（a）所示，SiC/Fe界面處生成具有復(fù)雜結(jié)構(gòu)的鐵硅化物和碳的沉積物，隨著SiC陶瓷添加，基體和陶瓷顆粒接觸面增多，割裂基體，阻礙了燒結(jié)頸形成與長大，燒結(jié)材料相對密度逐漸降低；與之相比，圖2（b）中TiC與基體結(jié)合不緊密。

2.4 復(fù)合材料的硬度

圖4所示為添加不同類型陶瓷顆粒以及陶瓷顆粒質(zhì)量分?jǐn)?shù)對粉末冶金擴(kuò)散合金化鋼硬度的影響。由圖可知，添加SiC的燒結(jié)材料硬度隨著SiC質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加一直增大；當(dāng)SiC質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.5%時，材料硬度達(dá)到最大值（HRC 43.6），與基體硬度 （HRC 34）相比提高了28.2%。在粉末冶金燒結(jié)鋼中加入SiC后，燒結(jié)試樣硬度增大，一方面是SiC的硬度遠(yuǎn)高于基體，隨著SiC含量增加，體系中硬質(zhì)點(diǎn)增多；另一方面，SiC分解的C擴(kuò)散到基體中，提高了基體的C含量，改變了基體的組織。從圖4中看出，添加TiC顆粒的粉末冶金燒結(jié)鋼的硬度增加幅度不大，當(dāng)TiC質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.9%時，燒結(jié)鋼的硬度增加至HRC 39.6。這是因為TiC的硬度高于其他陶瓷，也遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于基體硬度，但陶瓷顆粒與基體界面結(jié)合不理想，燒結(jié)材料孔隙率高，所以TiC顆粒增強(qiáng)效果不佳。由圖可知，添加1.5%TiB2的粉末冶金燒結(jié)鋼硬度比基體提高了34.4%，在三種陶瓷顆粒增強(qiáng)材料中提高幅度最大。添加TiB2的粉末冶金燒結(jié)鋼硬度提高主要原因是TiB2與基體界面結(jié)合良好，燒結(jié)時分解出Ti元素和B元素，能夠脫氧，活化表面，促進(jìn)燒結(jié)。隨著陶瓷顆粒含量繼續(xù)增加，燒結(jié)鋼硬度增加幅度放緩，甚至降低，說明陶瓷顆粒增強(qiáng)粉末冶金燒結(jié)鋼應(yīng)限制陶瓷含量，否則會導(dǎo)致硬度降低。

圖4 陶瓷顆粒質(zhì)量分?jǐn)?shù)對顆粒強(qiáng)化擴(kuò)散合金化鋼硬度的影響Fig.4 Effect of the ceramic particle mass fraction on the hardness of the diffusion alloyed steels

2.5 復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度

圖5是陶瓷顆粒增強(qiáng)粉末冶金燒結(jié)鋼的抗拉強(qiáng)度。從圖5可以看出，當(dāng)SiC質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.3%時，燒結(jié)鋼的強(qiáng)度與基體強(qiáng)度接近，并沒有降低，是由于基體中含有Ni、Mo、Cu合金元素，改善了基體對陶瓷顆粒的支撐強(qiáng)度。當(dāng)SiC質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.5%時，燒結(jié)鋼的強(qiáng)度從852 MPa下降到638 MPa，降低幅度為25.1%。由圖可知，添加TiC的粉末冶金燒結(jié)鋼強(qiáng)度隨著陶瓷相含量增加一直降低，原因是TiC顆粒在燒結(jié)溫度下不與基體反應(yīng)，與基體界面處存在間隙，結(jié)合強(qiáng)度低，在外力作用下，界面處間隙容易形成裂紋源，導(dǎo)致材料提前失效。圖5表明，添加TiB2陶瓷顆粒時，燒結(jié)鋼的抗拉強(qiáng)度先增加后降低，TiB2質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.6%時，抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值（971.7 MPa），與基體強(qiáng)度相比提高了14.1%；TiB2質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.5%時，抗拉強(qiáng)度為713.6 MPa，比基體降低了16.3%。這說明，在三種陶瓷顆粒中，TiB2對低合金粉末冶金燒結(jié)鋼的強(qiáng)度提高最顯著，這是由于TiB2與Fe反應(yīng)可優(yōu)化界面，TiB2分解的Ti和B可促進(jìn)燒結(jié)。

圖5 陶瓷顆粒質(zhì)量分?jǐn)?shù)對擴(kuò)散合金化鋼抗拉強(qiáng)度的影響Fig.5 Effect of the ceramic particle mass fraction on the tensile strength of the diffusion alloyed steels

2.6 復(fù)合材料的斷口

圖6是不同類型陶瓷顆粒增強(qiáng)粉末冶金燒結(jié)鋼沖擊斷口形貌觀察。圖6（a）是基體斷口形貌，材料的斷裂模式主要為沿晶斷裂（圖中黃色箭頭所示）和少量穿晶斷裂（圖中紅色箭頭所示）的復(fù)合模式，其中包含有少量的韌窩和孔隙。圖（b）中淺紅色箭頭所指顆粒為TiC，由于其化學(xué)穩(wěn)定性高，很難與鐵粉顆粒形成有效的界面結(jié)合，沿晶斷裂是這種材料的主要斷裂模式。圖6（c）是SiC顆粒增強(qiáng)粉末冶金燒結(jié)鋼的斷口形貌，斷口主要為沿晶斷裂。圖中淺紅色箭頭所指為SiC顆粒，SiC顆粒與周圍鐵粉顆粒的結(jié)合程度尚可。圖6（d）中的淺紅色箭頭所指為TiB2顆粒，由于TiB2與鐵粉顆粒的相容性好，界面結(jié)合緊密，提高了材料的強(qiáng)韌性，這與TiB2顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料具有較高的拉伸強(qiáng)度試驗結(jié)果相符，TiB2顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料的斷口形貌主要是沿晶斷裂。

圖6 不同類型陶瓷顆粒增強(qiáng)擴(kuò)散合金化鋼斷口形貌：（a）基體；（b）TiC 0.9%；（c）SiC 0.9%；（d）TiB2 0.9%Fig.6 Fracture morphology of the diffusion alloyed steels reinforced by the different types ceramic particles: (a) matrix; (b) TiC 0.9%;(c) SiC 0.9%; (d) TiB2 0.9%

2.7 復(fù)合材料的耐磨性

考慮到試樣在實際使用中的情況及干摩擦磨損量往往大于潤滑條件下的摩擦磨損量，故本試驗測量試樣干摩擦條件下材料的摩擦性能。因三種陶瓷中TiC顆粒對復(fù)合材料的力學(xué)性能提高不明顯，故沒有測定TiC顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料的摩擦性能。在M-2000A摩擦磨損試驗機(jī)上測試了材料的耐磨性，加載壓力為400 N，試驗過程持續(xù)15 min，轉(zhuǎn)速為400 r·min?1,實驗溫度25 ℃，試樣規(guī)格是30 mm×6 mm×7 mm，對偶件摩擦副材料Cr12MoV，硬度HRC 52～55燒結(jié)鋼的摩擦磨損減重結(jié)果見表3。

表3 陶瓷顆粒增強(qiáng)擴(kuò)散合金化鋼摩擦磨損減重（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 3 Weight lost of the ceramic particles reinforced diffusion alloyed steels %

圖7是燒結(jié)鋼摩擦磨損后表面形貌。本實驗施加載荷為400 N，與摩擦接觸面積相比，單位面積承載高，屬于高接觸應(yīng)力的摩擦磨損。在此情況下，燒結(jié)鋼的首要磨損機(jī)制是磨料磨損，其次是粘著磨損并伴隨氧化磨損；磨損面表面有犁溝狀磨痕，局部有塊狀塊體剝落。如圖所示，圖7（a）存在明顯的劃痕和犁溝，有大塊狀塊體剝落，圖7（b）和圖7（c）由于添加陶瓷顆粒，復(fù)合材料的硬度提高，陶瓷顆粒優(yōu)先起到承載的作用，提高了材料的耐磨性能，磨損量小。

圖7 添加不同類型陶瓷顆粒的擴(kuò)散合金化鋼摩擦磨損表面：（a）基體；（b）SiC 0.9%；（c）TiB2 0.9%Fig.7 Frictional wear surface morphology of the diffusion alloyed steels reinforced by the different types ceramic particles: (a) matrix; (b) SiC 0.9%; (c) TiB2 0.9%

3 結(jié)論

（1）對于添加SiC和TiC陶瓷顆粒的擴(kuò)散合金化鋼，隨著陶瓷顆粒質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，無論是生坯密度還是燒結(jié)相對密度均降低；對于TiB2陶瓷顆粒增強(qiáng)的粉末冶金燒結(jié)鋼，隨著陶瓷相質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加，生坯密度一直降低，燒結(jié)相對密度變化大，在添加TiB2質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.9%時達(dá)到最大值，相對密度為94.5%。

（2）添加SiC和TiB2顆粒增強(qiáng)擴(kuò)散合金化鋼的陶瓷顆粒與基體界面結(jié)合良好，當(dāng)添加陶瓷相質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.5%時，燒結(jié)鋼硬度比基體分別提高了28.2%、34.4%；添加TiC顆粒的燒結(jié)鋼陶瓷顆粒與基體結(jié)合不緊密，硬度無明顯變化。

（3）隨著陶瓷相質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加，添加SiC和TiC的燒結(jié)材料強(qiáng)度降低，基體中含有Ni、Mo、Cu合金元素，降低Fe和SiC陶瓷顆粒的接觸機(jī)會，改善了基體對陶瓷材料的支撐強(qiáng)度，當(dāng)添加SiC質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.3%時，燒結(jié)鋼強(qiáng)度與基體接近；添加TiB2的燒結(jié)材料強(qiáng)度先增加后降低。

（4）對于高負(fù)載條件下的顆粒增強(qiáng)擴(kuò)散合金化鋼的磨損機(jī)制，磨粒磨損是主要機(jī)制，其次是粘著磨損和氧化磨損，磨損過程陶瓷顆粒起到了優(yōu)先承載作用，提高了燒結(jié)鋼的耐磨性能。在一定范圍內(nèi)，燒結(jié)鋼的耐磨性隨著陶瓷質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加而提高。