(Ti,W)C增强高锰奥氏体钢基复合材料的组织与磨耗量的研究.docx

(Ti，W)C增强高锰奥氏体钢基复合材料的组织与磨耗量的研究摘要：采用传统熔融和铸造途径合成原位生长(Ti，W)C增强高锰奥氏体钢基复合材料（Fe-1.42%wt，C-16.02%wt，Mn-0.447%wt，Si-0.288%wt，Al-0.34%wt，Cr-0.028%wt，S-0.25%wt，P-3.02%wt，Ti-3.0%W wt）。研究发现，在(Ti，W)C颗粒中，由内到外Ti浓度逐渐下降，而W浓度逐渐增加。铸态的（Ti，W）C-增强复合材料的耐磨性能高于高锰奥氏体钢基材料。关键词：钢基复合材料，（Ti，W）C，原位生长复合材料，耐磨性能1.引言在过去的十年中，钢基复合材料凭借其良好的耐磨性能在生产中备受青睐。其耐磨性能是在熔化和凝固过程中钢基原位生长形成的。使用该技术获得复合材料的优势在于，他消除了通过成核和生长热力学稳定的碳化物怎更强颗粒和基体界面间的不兼容性。在钢或铁基复合材料中，常用的作为加强剂的陶瓷材料有碳化物（TiC，Cr3C2，WC，VC, NbC等），氧化物（A12O3, ZrO2,Y2O3），氮化物（TiN, S3N4），硼化物（TiB2, CrB2）。其中，TiC由于其硬度高、密度低、润湿性能好、对铁基化学性能稳定等优点，更适合应用在钢或铁基合金中[1]。人们已从理论和实践两方面对在钢铁基合金的TiC的生产进行研究。然而，在钢基中(Ti,W)C的生产却很少受到重视。在通过传统的熔化和铸造路线制备高锰奥氏体的TiC增强钢基复合材料的过程中，颗粒较轻的TiC可以漂浮起来。TiC和熔融的奥氏体钢基体之间存在的极大的密度差导致了铸锭偏析。（Ti，W）C可能更加适合钢铁基熔融物的加固剂。由于其密度(6.66 g/cm3即 (Ti0.75W0.25)C[2]和9.1 g/cm3即 (Ti0.5W0.5)C[3])高于TiC(4.25 g/cm3)，且接近于铁水(7.8 g/cm3)。(Ti1?x,Wx)C的硬度(19–21GPa)[6]或多或少与TiC的硬度（ 18-23 GPA）[7]一致。但是，(Ti1?x,Wx)C的断裂韧度(6.4–7.7 MPa m1/2)[6]却高于TiC的断裂韧度 (3.5–4.3 MPa m1/2) [7]。而且，相较于TiC增强复合材料，(Ti1?x,Wx)C增强复合材料表现出更为优异的机械性能。本文介绍了原位生长的（Ti， W） C增强的高锰奥氏体钢基复合材料的合成。主要研究原位合成的（Ti， W） C-增强复合材料的微观结构和耐磨性的特点。2.实验步骤在高频的空气感应炉中进行复合材料的合成。用简单的化学计量法对复合材料合成的进行炉料计算。在10vol%(Ti,W)C 高锰奥氏体钢的基体中，含有1.12% C, 16.45% Mn, 0.43% Si, 0.23% Al, 0.038% Cr, 0.022% S, 0.031% P，余量为Fe（均为质量分数）。首先对钢屑（(0.049% C, 0.43% Mn, 0.028% Si, 0.023% P, 0.022% S, 0.003% Al, 0.038% Cr ，余量为 Fe,均为质量分数)和铸铁(4.5% C, 0.043% Mn, 1.05% Si, 0.0175% P, 0.043% S ，余量为 Fe,均为质量分数)进行加热处理，然后在在1575 ℃下浸泡10分钟，接着将温度升高到1610 ℃。在该温度下，向熔体中加入一定量的Fe–Ti (纯度为70%), Fe–W (纯度为95%) 和电解锰(纯度为95%)。由于密度较低钛Fe-Ti合金熔体熔化，加入Fe-Ti后，铁合金暴跌。熔体在1610 ℃下连续搅拌10min，并随后在一个金属模具浇铸。用于金相观察的试样(12 mm×12 mm×10 mm)：从铸件的中间部分切断，并根据标准金相技术抛光，最后用2 ％硝酸酒精溶液（2mL硝酸+98mL乙醇）蚀刻。通过采用12 mm×12 mm×10 mm试样对固定到一个直径为250mm的旋转平盘的220号粒度SiC砂纸进行磨粒磨损试验[4]。旋转速度和滑动速度分别固定为300 rpm和2.61 ms?1。试验在负载为24.5N下进行。由于钢基复合材料中的(Ti,W)C颗粒硬度大于SiC磨料，仅滑动30s后SiC开始变钝。为了保证研磨颗粒的新鲜供应，每隔30s更换一次磨损的SiC砂纸。通过重量损失技术计算得到样品的磨损率。将磨损数据绘制成总体积损失（由重量损失转换）随滑移距离的增加而变化的函数。3.结果和讨论图1a 倍率×500 图1b倍率×2000图1c组织结构中W, Ti, Mn 和Fe元素的分布的XRD绘图图1（Ti，W）C增强复合材料的SEM图图1a和1b显示的复合材料分别在低