激光熔覆WC/H13-Inconel625復(fù)合材料的沖擊韌性與磨損性能

張 航，路媛媛，王 濤，魯亞冉，劉德健

(1 華中科技大學(xué) 材料成形與模具技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，武漢 430074； 2 湖北工業(yè)大學(xué) 工程技術(shù)學(xué)院，武漢 430068)

在鋼鐵、礦山煤炭、模具等領(lǐng)域，磨損是造成材料損失和能源浪費(fèi)的主要原因之一[1-3]。隨著現(xiàn)代工業(yè)的高速發(fā)展，在許多惡劣工況下，單純的鋼鐵金屬材料已無(wú)法滿足使用要求。陶瓷顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料具有高強(qiáng)度、高硬度和高耐磨性等優(yōu)點(diǎn)，是解決復(fù)雜惡劣工況材料失效問(wèn)題的有效途徑之一[4-5]。但是，由于陶瓷顆粒和基體材料熱膨脹系數(shù)的差異、陶瓷/金屬界面強(qiáng)度差、反應(yīng)產(chǎn)物脆性較大等原因，顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料的塑韌性相對(duì)于基體金屬顯著降低，在承受沖擊載荷的條件下容易發(fā)生斷裂而出現(xiàn)早期失效，導(dǎo)致其耐磨性能無(wú)法得到有效利用，極大地限制了其應(yīng)用與發(fā)展。Ye等[6]采用鑄滲法制備了不同體積分?jǐn)?shù)的V8C7增強(qiáng)Fe基復(fù)合材料，隨著增強(qiáng)相體積分?jǐn)?shù)的增加，復(fù)合材料的硬度呈增大趨勢(shì)，而沖擊韌性由8.1J/cm2降至4.7J/cm2，當(dāng)增強(qiáng)相體積分?jǐn)?shù)低于24%時(shí)，耐磨性隨V8C7含量增加而增強(qiáng)，而當(dāng)體積分?jǐn)?shù)超過(guò)24%時(shí)，顆粒的破碎和微裂紋的產(chǎn)生導(dǎo)致耐磨性下降。張寧[7]采用復(fù)合電冶熔鑄工藝制備了WC/5CrNiMo復(fù)合材料，隨著WC含量的增加，復(fù)合材料的硬度和耐磨性均呈增大趨勢(shì)，但韌性呈下降趨勢(shì)，導(dǎo)致在三體沖擊磨損條件下的耐磨性遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于二體摩擦磨損。

從以上研究的結(jié)果來(lái)看，陶瓷顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料能夠顯著提高基體硬度，一定程度上提高耐磨性。但是，隨著陶瓷顆粒體積分?jǐn)?shù)的增加，復(fù)合材料沖擊韌性嚴(yán)重下降，導(dǎo)致磨損過(guò)程中出現(xiàn)顆粒破碎甚至基體開裂，耐磨性反而呈現(xiàn)下降趨勢(shì)。因此，如何提高復(fù)合材料的沖擊韌性同時(shí)又不損失其耐磨性能成為目前顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料的研究熱點(diǎn)?！敖Y(jié)構(gòu)韌化”[8]是通過(guò)空間結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)，將復(fù)合材料在空間上分隔為增強(qiáng)顆粒富集區(qū)(增強(qiáng)區(qū))和純基體區(qū)(韌化區(qū))，通過(guò)韌化區(qū)吸收沖擊能量，阻止裂紋擴(kuò)展，能夠顯著提高顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料的韌性，避免復(fù)合材料的早期失效。目前國(guó)內(nèi)外已有相關(guān)研究，將結(jié)構(gòu)韌化用于鑄滲工藝制備了高韌性顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料[9-11]。而將結(jié)構(gòu)韌化與激光熔覆相結(jié)合制備復(fù)合材料的相關(guān)研究鮮有報(bào)道。本工作采用“結(jié)構(gòu)韌化”的思想，以20%(體積分?jǐn)?shù)，下同)WC/H13復(fù)合材料為增強(qiáng)區(qū)，Inconel625為韌化區(qū)，通過(guò)多層熔覆技術(shù)制備了WC/H13-Inconel625結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料，研究了復(fù)合材料沖擊韌性與磨損性能，分析了復(fù)合材料結(jié)構(gòu)韌化機(jī)理。利用結(jié)構(gòu)韌化思想與激光熔覆技術(shù)，實(shí)現(xiàn)了陶瓷顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料沖擊韌性和耐磨性能的有效結(jié)合。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)基板材料為H13鋼，其主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))：0.45%C，0.95%Si，0.35%Mn，5.0%Cr，1.26%Mo，1.04%V，余量為Fe?；宄叽鐬?00mm×20mm×20mm，表面經(jīng)機(jī)械打磨和拋光后用丙酮反復(fù)清洗。增強(qiáng)區(qū)熔覆材料為WC和H13混合粉末，粒度均為45～105μm；韌化區(qū)熔覆材料為Inconel625粉末，粒度45～105μm。

實(shí)驗(yàn)在IPG YSL-4000型光纖激光器和KUKA六軸機(jī)器人組成的激光加工平臺(tái)上完成，采用同軸送粉方式熔覆。激光離焦量45mm，光斑直徑3mm，激光功率1300～1700W，掃描速率0.5～0.8m/min，送粉量9.5～11.5g/min。激光熔覆采用間序搭接多道多層熔覆的方式，每一層均包括4道WC/H13熔覆層和4道Inconel625熔覆層，共熔覆6層，具體過(guò)程如圖1所示。多道多層試樣尺寸為6mm×14mm×60mm。

圖1 結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料制備方法示意圖(橫截面)Fig.1 Schematic diagram of preparation method of microstructurally toughened composites (cross section)

采用數(shù)控線切割將熔覆層沿垂直于激光掃描方向切取金相試樣，試樣截面尺寸10mm×5mm，磨平拋光。由于Inconel625與H13耐腐蝕性差別太大，先以飽和草酸溶液電解腐蝕Inconel625(電壓6V，腐蝕5s)，再用4%硝酸酒精溶液腐蝕H13。利用AE2000MET光學(xué)顯微鏡(OM)、Sirion 200掃描電鏡(SEM)觀察熔覆層微觀形貌。采用430SVD型維氏硬度計(jì)測(cè)試試樣的顯微硬度，測(cè)試方法為平行于水平截面方向，以WC/H13-Inconel625界面為中心，分別向WC/H13區(qū)域中心和Inconel625區(qū)域中心每隔0.3mm取一個(gè)點(diǎn)，加載載荷0.5kg，加載時(shí)間10s。

沿熔覆層平行于激光掃描方向切取夏比U形缺口沖擊試樣，試樣尺寸5mm×10mm×55mm，保證沖擊韌性試樣全部處于熔覆層區(qū)域，如圖2所示。沖擊實(shí)驗(yàn)采用JXB-300型擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行，實(shí)驗(yàn)完成后利用VHX-1000C超景深顯微鏡和掃描電鏡觀察分析沖擊斷口。分別沿平行和垂直于激光掃描方向切取磨損試樣1和磨損試樣2，如圖2所示。對(duì)磨試樣為直徑6.3mm的銷，材料為淬火態(tài)GCr15(硬度60HRC)。以傳統(tǒng)10%WC/H13復(fù)合材料和淬火態(tài)H13鋼(硬度53HRC)作為對(duì)比試樣，均制成相同大小的磨損塊試樣。利用UMT-II摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行銷-塊式往復(fù)摩擦磨損實(shí)驗(yàn)，實(shí)驗(yàn)載荷為30N，上試樣線速率v=0.1m/s，磨損時(shí)間為60min。采用精度為0.0001g的電子天平測(cè)量失重。

圖2 沖擊試樣、磨損試樣切取方向示意圖Fig.2 Schematic diagram of cutting direction of impact specimens and wear specimens

2 結(jié)果與分析

2.1 結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料宏觀結(jié)構(gòu)與微觀組織

圖3為結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料橫截面光學(xué)顯微鏡形貌。增強(qiáng)區(qū)為WC/H13復(fù)合材料，根據(jù)軟件分析WC體積分?jǐn)?shù)為20%左右；韌化區(qū)為Inconel625。由于搭接率和稀釋率的作用，WC/H13和Inconel625分別形成了曲折連續(xù)分布的夾層結(jié)構(gòu)，這種夾層結(jié)構(gòu)將有利于提高結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的沖擊韌性[12]。增強(qiáng)區(qū)與韌化區(qū)在界面處形成了良好的冶金結(jié)合，由于激光熔覆具有熱量集中、熱影響區(qū)小等優(yōu)勢(shì)，僅有極少數(shù)WC顆粒沉入Inconel625區(qū)域，保證了Inconel625原有的良好塑韌性。需要指出的是，韌化區(qū)中心的少量WC顆粒是熔覆WC/H13粉末時(shí)殘留在送粉系統(tǒng)中的，在熔覆Inconel625粉末時(shí)被帶入熔池中。

圖3 結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料橫截面形貌Fig.3 Cross-section morphology of microstructurally toughened composites

圖4所示為結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料微觀組織形貌。在激光熔覆過(guò)程中，WC顆粒不可避免會(huì)受到激光一定程度的輻照作用，在熔池中與金屬熔體發(fā)生反應(yīng)形成反應(yīng)層，并部分熔解產(chǎn)生W原子和C原子。由于激光熔池停留時(shí)間短，W原子和C原子擴(kuò)散距離有限，顆粒周圍形成富W、富C區(qū)，當(dāng)滿足成分過(guò)冷和能量起伏時(shí)，以M6C先結(jié)晶相在顆粒附近的液態(tài)金屬中析出，隨著W和C的消耗，液態(tài)金屬達(dá)到共晶成分，形成魚骨狀共晶碳化物M6C[13]。而在遠(yuǎn)離顆粒的基體中，由于W和C的含量較低，難以形成初晶碳化物，在熔池凝固的最后階段，于晶界處形成共晶碳化物M6C。

韌化區(qū)Inconel625為沿著熔覆層高度方向的柱狀晶以及部分樹枝晶組織，晶間分布著不規(guī)則白色析出相，根據(jù)現(xiàn)有研究結(jié)果[14]，推斷其為金屬間化合物L(fēng)aves相以及部分塊狀碳化物。由于激光熱量集中冷卻較快，WC/H13熔池中的C原子沒有過(guò)多地?cái)U(kuò)散進(jìn)入Inconel625，避免了Inconel625中碳化物脆性相的大量形成。在界面處存在尺寸較大的Laves相，這是由于在熔合區(qū)H13鋼中的合金元素?cái)U(kuò)散進(jìn)入Inconel625，導(dǎo)致共晶反應(yīng)中出現(xiàn)Laves相長(zhǎng)大的現(xiàn)象。

圖4 結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料微觀組織(a)WC顆粒；(b)WC/Fe界面；(c)H13基體；(d)WC/H13-Inconel625界面(低倍)；(e)WC/H13-Inconel625界面(高倍)；(f)Inconel625Fig.4 Microstructures of microstructurally toughened composites(a)WC particle;(b)WC/Fe interface;(c)H13 matrix;(d)WC/H13-Inconel625 interface(low magnification);(e)WC/H13-Inconel625 interface(high magnification);(f)Inconel625

圖5 結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料顯微硬度分析Fig.5 Analysis of microhardness of microstructurally toughened composites

圖6 硬度分布曲線Fig.6 Curve of hardness distribution

2.2 結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料顯微硬度

結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的顯微硬度取樣點(diǎn)和硬度分布曲線如圖5，6所示。以WC/H13-Inconel625界面為中心，韌化區(qū)Inconel625的硬度波動(dòng)不大，平均值為230.5HV。增強(qiáng)區(qū)WC/H13硬度隨著到界面距離的增加而逐漸增大，靠近界面的E點(diǎn)硬度為295HV，而遠(yuǎn)離界面的G點(diǎn)硬度為402HV。圖7為硬度取樣點(diǎn)A，C，E，G的主要元素EDS分析結(jié)果?？梢钥吹紸點(diǎn)和C點(diǎn)的主要元素含量基本接近，因此硬度值差別不大。E點(diǎn)和G點(diǎn)位于WC/H13區(qū)域，理論上其硬度值應(yīng)當(dāng)接近淬火態(tài)H13鋼，但實(shí)際上二者的硬度卻分別只有295HV和402HV，這是因?yàn)樵诩す舛嗟廊鄹驳倪^(guò)程中，由于稀釋率的作用，Inconel625區(qū)域的Ni，Mo等奧氏體穩(wěn)定元素?cái)U(kuò)散進(jìn)入WC/H13區(qū)域使E點(diǎn)、G點(diǎn)的成分發(fā)生了變化，在激光熔覆冷卻過(guò)程中形成了較多的殘余奧氏體，導(dǎo)致其硬度低于理論值。由于G點(diǎn)較E點(diǎn)距離Inconel625區(qū)域更遠(yuǎn)，因此G點(diǎn)的硬度值要高于E點(diǎn)。

圖7 硬度取樣點(diǎn)EDS結(jié)果Fig.7 EDS results of hardness sampling points

2.3 結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料沖擊韌性

分別采用5次重復(fù)實(shí)驗(yàn)測(cè)試結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料和傳統(tǒng)10%WC/H13復(fù)合材料的沖擊韌性，如表1所示。夏比缺口沖擊功數(shù)據(jù)有一定的波動(dòng)，特別是對(duì)于10%WC/H13這種沖擊功較小的材料，但是從總體結(jié)果來(lái)看，結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的平均沖擊韌性為13.8J/cm2，是10%WC/H13復(fù)合材料的5.5倍。

表1 結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料與10%WC/H13沖擊韌性Table 1 Impact toughness of microstructurally toughened composites and 10%WC/H13

圖8為沖擊試樣斷口的SEM形貌。10%WC/H13復(fù)合材料的斷口形貌為典型的解理斷裂，在斷口上分布著較多斷裂的WC顆粒和碳化物骨架，表明其沖擊斷裂中的薄弱區(qū)域?yàn)閃C顆粒和碳化物界面。結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的斷口顯示，增強(qiáng)區(qū)WC/H13同樣為解理斷裂，而韌化區(qū)Inconel625分布著大量韌窩，為韌性斷裂。因此，結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的綜合韌性有很大幅度提高。

圖8 沖擊斷口SEM形貌 (a)10%WC/H13；(b)WC/H13-Inconel625Fig.8 SEM morphologies of impact fractures (a)10%WC/H13;(b)WC/H13-Inconel625

圖9為沖擊試樣斷口的表面3D形貌。結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的斷口明顯凹凸不平，斷口表面積遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于10%WC/H13復(fù)合材料。結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料中存在交錯(cuò)分布的WC/H13區(qū)和Inconel625區(qū)，由于沖擊斷裂方向垂直于增強(qiáng)區(qū)和韌化區(qū)的界面，當(dāng)裂紋擴(kuò)展前沿由增強(qiáng)區(qū)進(jìn)入韌化區(qū)時(shí)，硬度和韌性的變化將會(huì)使裂紋擴(kuò)展方向發(fā)生偏折或分叉，這種偏折和分叉使裂紋總面積增大，因而增加了裂紋擴(kuò)展所吸收的總能量，導(dǎo)致沖擊功的提高[8]。同時(shí)，這種結(jié)構(gòu)韌化設(shè)計(jì)可以保證工件在較大的沖擊載荷中不產(chǎn)生瞬時(shí)破壞性失效。

圖9 沖擊斷口表面3D形貌 (a)10%WC/H13；(b)WC/H13-Inconel625Fig.9 3D morphologies of impact fracture surfaces (a)10%WC/H13;(b)WC/H13-Inconel625

2.4 結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料磨損性能

圖10，11分別為結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料摩擦因數(shù)隨時(shí)間變化圖和磨損失重對(duì)比圖。結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的摩擦因數(shù)明顯低于淬火態(tài)H13鋼和10%WC/H13。淬火態(tài)H13鋼平均摩擦因數(shù)為0.713，10%WC/H13平均摩擦因數(shù)為0.698，而磨損試樣1(平行于激光掃描方向)和磨損試樣2(垂直于激光掃描方向)的平均摩擦因數(shù)分別為0.550和0.586，具有較好的減摩效果。結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的磨損失重分別為0.0006g和0.0005g，達(dá)到了10%WC/H13的耐磨水平，綜合耐磨性是淬火態(tài)H13鋼的5倍。

圖10 摩擦因數(shù)隨時(shí)間變化曲線Fig.10 Curves of friction coefficient vs time

圖11 失重對(duì)比圖Fig.11 Comparison chart of mass loss

圖12，13分別為磨損試樣表面微觀形貌和EDS分析結(jié)果，結(jié)合表2中的EDS元素分析結(jié)果可以看出，所有磨損表面O元素含量均為較低水平，沒有發(fā)生嚴(yán)重的氧化磨損。H13鋼磨損試樣的表面存在較多的凹坑和磨屑，在磨損過(guò)程中，試樣表面接觸點(diǎn)產(chǎn)生瞬時(shí)高溫而發(fā)生軟化，導(dǎo)致局部金屬?gòu)?qiáng)度降低，在剪切變形力的作用下發(fā)生黏著轉(zhuǎn)移和層狀剝落，形成較多的磨屑和凹坑，磨損失重劇烈[15]。同時(shí)，由于這種黏著磨損形成局部“焊合”效應(yīng)，產(chǎn)生較大的剪切阻力，因此H13鋼的平均摩擦因數(shù)較大。隨著磨損的進(jìn)行，磨損表面產(chǎn)生較多磨屑，如圖12(a)所示，這些微小的磨屑在摩擦接觸面起到“微細(xì)滾珠”的作用，將滑動(dòng)摩擦部分變?yōu)闈L動(dòng)摩擦，從而導(dǎo)致磨損后期H13鋼摩擦因數(shù)的降低，如圖10所示。10%WC/H13復(fù)合材料由于WC顆粒的存在，在磨損過(guò)程中基體金屬被不斷磨耗之后，WC顆粒逐漸凸出，成為主要的承載相。一方面，凸出的WC顆?？梢云鸬街巫饔茫纬伞瓣幱靶?yīng)”[16]，保護(hù)基體金屬；另一方面，彌散分布的WC顆粒和晶間的碳化物可以阻斷磨粒對(duì)于磨損表面的連續(xù)“犁溝”，起到耐磨的效果。但是，由于WC體積分?jǐn)?shù)較小，WC顆粒間距大，部分WC稀疏區(qū)域的基體金屬不可避免地受到磨削作用，如圖12(b)所示。在磨損中后期，硬度極高的WC顆粒成為主要的接觸承載相，實(shí)際磨損接觸面積隨之減小，因此摩擦因數(shù)也有所降低。

圖12 磨損表面SEM形貌 (a)H13鋼；(b)10%WC/H13；(c)試樣1；(d)試樣2Fig.12 SEM morphologies of worn surfaces (a)H13 steel;(b)10%WC/H13;(c)specimen 1;(d)specimen 2

圖13 磨損表面EDS取樣點(diǎn) (a)H13鋼；(b)10%WC/H13；(c)試樣2Fig.13 EDS points on worn surfaces (a)H13 steel;(b)10%WC/H13;(c)specimen 2

PointCOSiMnMoVCrWNiFeA2.41.51.20.71.60.95.0--86.8B2.71.43.30.61.50.74.19.5-76.2C5.12.0--5.51.15.733.52.644.5D3.01.8--10.2-18.07.745.913.4

結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料在磨損初期，韌化區(qū)Inconel625由于硬度低而被劇烈磨損，表面出現(xiàn)較為劇烈的塑性變形和犁溝痕跡，增強(qiáng)區(qū)H13鋼基體也發(fā)生輕微切削。隨著磨損的進(jìn)行，WC顆粒形成“陰影效應(yīng)”，起到凸出承載的作用，由于結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料增強(qiáng)區(qū)WC體積分?jǐn)?shù)較高，能形成更致密的支撐效果，因此具有更低的摩擦因數(shù)。即使前期磨損失重劇烈，整體耐磨性仍能達(dá)到10%WC/H13相同水平。從宏觀上來(lái)看，在平面磨損過(guò)程中，整個(gè)增強(qiáng)區(qū)WC/H13同樣是凸出承載區(qū)，在磨損過(guò)程中形成“宏觀陰影效應(yīng)”，對(duì)韌化區(qū)形成“架空”，保護(hù)Inconel625不被進(jìn)一步磨損。由于結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的曲折連續(xù)分布，在任何一個(gè)磨損平面都有增強(qiáng)區(qū)的保護(hù)效果，因此可以保證整個(gè)結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的連續(xù)耐磨性。需要指出的是，由于對(duì)磨銷直徑(6.3mm)與結(jié)構(gòu)韌化空間結(jié)構(gòu)(增強(qiáng)區(qū)寬度約2mm)的尺寸效應(yīng)，實(shí)際磨損過(guò)程中可能出現(xiàn)接觸面積過(guò)小以至于增強(qiáng)區(qū)未能起到“宏觀陰影效應(yīng)”的作用，導(dǎo)致局部磨損嚴(yán)重，這也是結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料試樣1耐磨性略低于10%WC/H13復(fù)合材料的主要原因。

實(shí)際上，這種結(jié)構(gòu)韌化顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料可以看作是一種“多維度增強(qiáng)”復(fù)合材料：WC顆粒作為零維增強(qiáng)體在H13中形成顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料，而這種“纖維狀”、“層片狀”(沿激光掃描方向)的復(fù)合材料又作為一維、二維增強(qiáng)體在Inconel625中形成多維增強(qiáng)復(fù)合材料。在靜載荷的平面磨損條件下，“多維度增強(qiáng)”復(fù)合材料能夠?qū)崿F(xiàn)整個(gè)磨損面的微觀和宏觀的耐磨增強(qiáng)。

3 結(jié)論

(1)采用激光熔覆技術(shù)，制備了以WC/H13為增強(qiáng)區(qū)，Inconel625為韌化區(qū)的結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料，形成了增強(qiáng)區(qū)與韌化區(qū)分別連續(xù)曲折分布的夾層結(jié)構(gòu)。增強(qiáng)區(qū)為20%WC/H13復(fù)合材料，以WC顆粒和反應(yīng)生成的碳化物M6C為主要增強(qiáng)相；韌化區(qū)為Inconel625合金，主要組織為柱狀晶、樹枝晶和沉淀相。Inconel625平均硬度為230.5HV，WC/H13硬度由強(qiáng)韌界面向中心區(qū)域逐漸升高到402HV。

(2) WC/H13-Inconel625結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的沖擊功是傳統(tǒng)10%WC/H13復(fù)合材料的5.5倍。由于裂紋擴(kuò)展前沿在增強(qiáng)區(qū)與韌化區(qū)界面處發(fā)生偏折和分叉，結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的斷裂表面積遠(yuǎn)大于傳統(tǒng)WC/H13復(fù)合材料，因而能夠吸收更多沖擊能量，具有更好的沖擊韌性。

(3)在干滑動(dòng)磨損條件下，結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的耐磨性達(dá)到了傳統(tǒng)10%WC/H13復(fù)合材料相同水平，是淬火態(tài)H13鋼的5倍，結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的摩擦因數(shù)為傳統(tǒng)10%WC/H13復(fù)合材料的81%，淬火態(tài)H13鋼的80%，具有良好的減摩效果與耐磨性。結(jié)構(gòu)韌化復(fù)合材料的增強(qiáng)區(qū)具有“宏觀陰影效應(yīng)”，對(duì)韌化區(qū)材料有“架空”保護(hù)效果。提出了一種“多維度增強(qiáng)”復(fù)合材料的概念，依靠WC顆粒和WC/H13復(fù)合材料層帶的共同作用，在平面靜載接觸磨損中能夠同時(shí)表現(xiàn)出微觀和宏觀綜合耐磨增強(qiáng)作用。