Cu40Ni30Fe20Sn5Ti5多主元合金/金剛石復(fù)合材料界面反應(yīng)行為

高陽，肖海波,2，張偉，劉彬，劉詠

(1. 中南大學(xué) 粉末冶金國家重點(diǎn)實驗室，湖南 長沙，410083；2. 盤星新型合金材料(常州) 有限公司，江蘇 常州，213000)

金剛石因其獨(dú)特的物理化學(xué)特性，如極高的硬度、優(yōu)異的耐磨性、高強(qiáng)度和低熱膨脹等被廣泛應(yīng)用于硬質(zhì)材料的加工中[1-4]。金剛石超硬磨具，如磨頭、磨盤等在高端芯片加工、3C 陶瓷等領(lǐng)域發(fā)揮著越來越重要的作用[3,5]。金剛石磨具通常由黏結(jié)相和金剛石顆粒組成[6]。傳統(tǒng)金剛石磨具的黏結(jié)相大多為Cu 或Cu 合金[7]，因為Cu 是典型的面心立方結(jié)構(gòu)，成形性好，熱傳導(dǎo)能力強(qiáng)，和大部分金屬都有一定的相容性，是金剛石磨具材料常用的金屬黏結(jié)相元素。

金剛石磨具材料用的銅基黏結(jié)相最常見的是青銅基，它以Cu和Sn為主要元素，具有良好的成形性和韌性[7]；CuSn 合金熔點(diǎn)低，可低溫?zé)Y(jié)，降低高溫條件下金剛石的熱損傷，起到保護(hù)金剛石的作用[8]。為了改善CuSn 合金的綜合性能，通常在CuSn合金中添加Ni等固溶強(qiáng)化元素，提高其強(qiáng)度和耐磨性[9-12]；添加Fe、Cr等元素可以細(xì)化合金晶粒，提高合金的力學(xué)性能[13-16]。由于金剛石中每個C 原子都和相鄰的4 個C 原子以sp3雜化軌道的形式結(jié)合成σ共價鍵，具有飽和性，不存在自由電子，因此金剛石化學(xué)性質(zhì)穩(wěn)定，具有很高的化學(xué)惰性[17]。表1所示為常見金屬元素和金剛石之間的界面屬性[18]。從表1 可以看出，在1 620 K 時，Cu與金剛石的潤濕角為150°，黏附功為0.18 J/m2，結(jié)合能力較差。因此，為了改善Cu 合金基黏結(jié)相與金剛石的界面結(jié)合情況，通常在黏結(jié)相中添加碳化物形成元素，例如Ti、Mo、W、V、Cr 等[9,14-16]，在合適的工藝條件下與金剛石反應(yīng)形成碳化物，生長在金剛石表面，實現(xiàn)化學(xué)鍵合，提高界面結(jié)合強(qiáng)度。尤其是強(qiáng)碳化物形成元素Ti，它的密度低，彈性模量大，且鈦合金耐熱性好，強(qiáng)度高，有較高的抗沖擊性能和應(yīng)變率敏感性，非常適合做高速磨損用超薄砂輪等金剛石磨具材料的黏結(jié)相[17]。

表1 不同條件下金剛石與金屬的潤濕性、黏附性及界面能[18]Table 1 Wettability, adhesion and surface energy of diamond and metals under different conditions[18]

然而，傳統(tǒng)的單一主元合金易形成金屬間化合物、脆性相等有害相，難以保持組織性能的穩(wěn)定性[19-21]。近年來，高熵合金或多主元合金因為優(yōu)異的力學(xué)和物理化學(xué)性能受到越來越多的關(guān)注[22-24]。已有研究表明，采用多主元合金作為黏結(jié)相能夠顯著提高超硬材料的力學(xué)和摩擦學(xué)性能，例如將CoCrNiCuMn、 CoCrNiCuFe0.5Mn、 FeCoCrNiMo0.2和Al0.5FeCoCrNiCu 等多主元合金與WC、Ti(C, N)等硬質(zhì)相復(fù)合，能明顯改善復(fù)合材料的耐磨和切削性能[20,25-26]。ZHANG等[27-28]發(fā)現(xiàn)FeCoCrNi多主元合金-金剛石超硬材料的抗彎強(qiáng)度和硬度均比傳統(tǒng)金屬黏結(jié)相超硬材料顯著提高。然而，將含Cu多主元合金作為黏結(jié)相在金剛石磨具上的應(yīng)用研究依然較少。

綜合以上熱力學(xué)、強(qiáng)化效應(yīng)以及界面反應(yīng)等因素，本文作者在CuNiSn 合金基礎(chǔ)上，選擇添加Fe 和Ti 元素，同時結(jié)合多主元合金相平衡條件和固溶體穩(wěn)定性存在判據(jù)，經(jīng)過成分設(shè)計和計算，選定了Cu40Ni30Fe20Sn5Ti5 多主元合金黏結(jié)相成分，并制備相應(yīng)的金剛石復(fù)合材料，研究黏結(jié)相與金剛石的界面反應(yīng)行為。此外，還測試了復(fù)合材料的硬度、橫向斷裂強(qiáng)度等力學(xué)性能，以及摩擦因數(shù)、磨耗比等磨損性能，探討界面反應(yīng)對復(fù)合材料力學(xué)性能和磨損性能的影響。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

使用高純度的Cu、Ni、Fe、Sn、Ti 塊體作為原料熔煉出合金塊體，其具體成分見表2。采用氣霧化方法將合金塊體制成合金粉末，設(shè)備型號為PSI HERMIGA 75。霧化介質(zhì)為純度大于99.99%的氬氣。取粒度為45～100 μm的多主元合金粉末作為原料。金剛石顆粒從黃河旋風(fēng)股份有限公司購買，粒度分布在80～150 μm。復(fù)合材料中金剛石的體積分?jǐn)?shù)為12.5%。多主元合金粉末與金剛石顆?；旆酆?，在V形混料機(jī)內(nèi)混粉24 h，使粉末充分混合。

表2 多主元合金黏結(jié)相的名義成分(原子數(shù)分?jǐn)?shù))Table 2 Nominal composition of multi-principal components alloy binder phase %

1.2 材料制備方法

采用放電等離子燒結(jié)方法制備復(fù)合材料，設(shè)備型號為LABOX-325R，燒結(jié)壓力分別為30 MPa和40 MPa，燒結(jié)溫度分別選用900、950、1 000和1 050 ℃。燒結(jié)過程中以100 ℃/min 的速度升至700 ℃后，以50 ℃/min 的速度升至設(shè)定的燒結(jié)溫度，達(dá)到燒結(jié)溫度后均保溫10 min，燒結(jié)后的樣品直徑×高度均為30 mm×10 mm。

1.3 分析測試方法

使用D/Max 2550 型X 射線衍射儀(XRD)測試樣品的物相組成，掃描范圍為5°～100°，掃描速度為8 (°)/min，步長為0.02°。使用Quanta 650 FEG掃描電子顯微鏡(SEM)觀察樣品的微觀組織和摩擦后表面的磨損形貌。使用LabRAM HR800 顯微激光拉曼光譜儀(Raman)測試樣品的金剛石石墨化程度，激光的激發(fā)波長為532 nm。使用阿基米德排水法測量復(fù)合材料的密度，密度測試儀型號是ET-320RP。使用BUEHLER 5104顯微硬度儀測量樣品的布氏硬度(HB)，硬質(zhì)合金球頭的直徑為2.5 mm。使用Instron-3369 型電子萬能材料試驗機(jī)測試黏結(jié)相和復(fù)合材料樣品的橫向斷裂強(qiáng)度(Transverse rupture strength, TRS)，試樣寬12 mm，厚6 mm，跨距25 mm。橫向斷裂強(qiáng)度σf的計算公式為

式中：σf為測試樣品的橫向斷裂強(qiáng)度，MPa；F為斷裂載荷，N；b為樣品的寬度，mm；h為樣品的厚度，mm；Ls為跨距，mm。

使用MMQ-02G高溫摩擦磨損試驗機(jī)研究樣品的摩擦磨損性能，在大氣環(huán)境中采用球-盤往復(fù)干摩擦方式，對磨球為直徑6 mm的Si3N4，硬度約為15 GPa，測試時間為30 min，往復(fù)行程為5 mm，頻率為17 Hz，加載載荷為180 N。根據(jù)Archard磨損模型，材料摩擦后的體積磨損率計算公式為[29]：

式中：W為體積磨損率，mm3/(N·m)；ΔV為材料被磨損掉的體積，mm3；S為摩擦?xí)r滑行的距離，m；L為加載的載荷，N。進(jìn)一步地，ΔV可以根據(jù)摩擦前后材料質(zhì)量的損失Δm與材料密度ρ的比值計算。

使用AEP NanoMap-500DLS 三維輪廓形貌儀掃描樣品磨損后的表面形貌。復(fù)合材料樣品的磨耗比由國家磨料磨具質(zhì)量監(jiān)督檢測中心依據(jù)標(biāo)準(zhǔn)JB/T 3235—2013[30]來測量，金剛石復(fù)合材料的磨耗比E的計算公式為

式中：Ms為對磨件碳化硅砂輪的磨耗量，g；Mj為待測試樣品的磨耗量，g。測試過程中，砂輪線速度為25 m/s，進(jìn)給速度為0.02 mm/次，單次試驗進(jìn)給總深度為5 mm。

2 結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

圖1(a)和(b)所示分別為30 MPa和40 MPa壓力下不同燒結(jié)溫度制備的復(fù)合材料XRD圖譜?？梢姡寒?dāng)燒結(jié)溫度從900 ℃逐漸升高至1 050 ℃時，表征為石墨和TiC相的峰的面積逐漸增大，說明石墨和TiC的含量逐漸增加，且在1 050 ℃時最多。此外，在相同的燒結(jié)溫度下，30 MPa 燒結(jié)的復(fù)合材料中石墨含量比40 MPa 燒結(jié)的復(fù)合材料的高，而TiC含量則相反。

圖1 不同燒結(jié)工藝制備的復(fù)合材料的XRD圖譜及吉布斯自由能與溫度的關(guān)系Fig. 1 XRD patterns of composites sintered by different sintering processes and Gibbs free energy of reaction between metals and diamond as a function of temperature

為了分析金屬與金剛石在高溫下反應(yīng)生成碳化物的情況，根據(jù)熱力學(xué)原理計算了反應(yīng)的吉布斯自由能[31-32]：

式中：T為反應(yīng)溫度，K；ΔG?T為溫度T下的標(biāo)準(zhǔn)反應(yīng)吉布斯自由能，J；ΔHT?為溫度T下反應(yīng)前后的標(biāo)準(zhǔn)焓變，J；ΔST?為溫度T下反應(yīng)前后的標(biāo)準(zhǔn)熵差，J/K。在較低溫度(通常為1 200 K以內(nèi))，當(dāng)采用T=298 K 時的與計算出的的誤差僅為0.5%，所以近似計算的結(jié)果是可信的[31]。

根據(jù)式(4)，計算常見金屬，如Ti、Fe、W、Mo等與金剛石發(fā)生熱力學(xué)反應(yīng)，以及金剛石發(fā)生石墨化的吉布斯自由能與溫度的關(guān)系。其中，Ti、Fe與金剛石的反應(yīng)式及其計算公式分別為：

將以上函數(shù)關(guān)系繪制成圖1(c)。從圖1(c)可以看出，TiC 屬于更易生成的強(qiáng)碳化物，這與圖1(a)和(b)中觀察到的結(jié)果一致。

為了研究復(fù)合材料中黏結(jié)相與金剛石的界面反應(yīng)情況，觀察表征了復(fù)合材料的界面顯微組織，結(jié)果如圖2 和圖3 所示。從圖2 和圖3 可以看到，大量的Ti 元素擴(kuò)散至黏結(jié)相與金剛石的界面處，形成了富Ti聚集區(qū)域，并生成了TiC。根據(jù)圖2界面處的成分分析測量TiC層的厚度。隨著燒結(jié)溫度從900 ℃逐漸升高至1 050 ℃，在30 MPa 下，TiC層的厚度從0.4 μm 增加到2.1 μm，在40 MPa 下，TiC 層的厚度從0.9 μm 增加到2.4 μm。由此發(fā)現(xiàn)，隨著燒結(jié)溫度和壓力的升高，TiC層的厚度逐漸增大且在形貌上更加均勻連續(xù)。

圖2 不同燒結(jié)工藝制備的復(fù)合材料的顯微組織Fig. 2 Microstructure of composites prepared by different sintering processes

圖3 1 000 ℃/40 MPa制備的復(fù)合材料界面形貌及成分Fig. 3 Interfacial morphology and composition of composites prepared at temperature of 1 000 ℃ and pressure of 40 MPa

2.2 金剛石石墨化行為

金剛石在高溫和觸媒金屬的催化作用下會發(fā)生石墨化，石墨化程度可以通過拉曼光譜來表征。圖4所示為經(jīng)過不同工藝燒結(jié)后金剛石表面的拉曼光譜。從圖4(a)可見，當(dāng)燒結(jié)溫度為900 ℃時，30 MPa和40 MPa壓力下燒結(jié)的金剛石的拉曼光譜相似，均只有1 332 cm-1處金剛石的峰。當(dāng)燒結(jié)溫度達(dá)到950 ℃和1 000 ℃，除了1 332 cm-1處金剛石的峰外，還出現(xiàn)了1 350 cm-1處和1 580 cm-1處的峰，如圖4(b)和(c)所示，這兩處的峰分別稱為D模和G模[33]。這說明經(jīng)過950 ℃和1 000 ℃燒結(jié)后的金剛石顆粒發(fā)生了石墨化。通常利用G 模峰強(qiáng)與D模峰強(qiáng)的比值IG/ID表示金剛石的石墨化程度，IG/ID越大，金剛石石墨化程度越高[34]。分別對各曲線中D 模和G 模的峰進(jìn)行面積積分，可計算出30 MPa壓力下，950 ℃和1 000 ℃燒結(jié)的復(fù)合材料中金剛石拉曼光譜中IG/ID分別為0.63 和1.08；在40 MPa壓力下，950 ℃和1 000 ℃燒結(jié)的復(fù)合材料的IG/ID分別為0.55 和0.88。圖4(c)中金剛石在1 420 cm-1左右出現(xiàn)一個微弱的峰，這是[N-V]0相關(guān)的氮雜質(zhì)引起的熒光峰，可以通過增加或者降低激發(fā)波長避免這一熒光峰的產(chǎn)生[35]。當(dāng)燒結(jié)溫度繼續(xù)升高至1 050 ℃，30 MPa 和40 MPa 燒結(jié)的金剛石的拉曼光譜相似，如圖4(d)所示，均未發(fā)現(xiàn)1 332 cm-1處金剛石的峰，只出現(xiàn)了1 350 cm-1處的D模和1 580 cm-1處的G模。經(jīng)過對兩個峰的面積進(jìn)行積分，可分別計算出燒結(jié)溫度1 050 ℃時，30 MPa和40 MPa壓力下燒結(jié)的復(fù)合材料中金剛石拉曼光譜中IG/ID分別為2.01 和1.67。由表3 可見，當(dāng)燒結(jié)壓力相同時，隨著燒結(jié)溫度的升高，IG/ID逐漸增大，金剛石的石墨化程度逐漸升高。對于相同的燒結(jié)溫度，燒結(jié)壓力越大，IG/ID越小，金剛石的石墨化程度越低。這是因為燒結(jié)壓力大，生成的TiC層更厚，阻隔了金剛石與黏結(jié)相中觸媒元素的直接接觸，在一定程度上降低了金剛石的石墨化。

圖4 40 MPa壓力下不同燒結(jié)溫度制備的復(fù)合材料中金剛石顆粒表面的拉曼光譜Fig. 4 Raman spectra of diamond in composites prepared by different sintering temperature at 40 MPa

表3 不同燒結(jié)工藝制備的復(fù)合材料中金剛石表面拉曼光譜的IG/IDTable 3 IG/ID of Raman spectra on diamond surface in composites prepared by different sintering processes

2.3 密度與力學(xué)性能

圖5(a)所示為不同燒結(jié)工藝制備的復(fù)合材料的密度和硬度。隨著燒結(jié)溫度的升高，復(fù)合材料的密度先升高后降低，在950 ℃達(dá)到最高。在900 ℃燒結(jié)時，合金粉末的各元素還不能完全擴(kuò)散到材料的空隙部分，因此密度較低。當(dāng)燒結(jié)溫度升高至950 ℃時，元素的擴(kuò)散加劇，促進(jìn)了多主元合金黏結(jié)相的致密化；此外，黏結(jié)相與金剛石在界面處反應(yīng)生成的TiC層逐漸增厚，使兩相產(chǎn)生冶金結(jié)合，縮小了界面間隙，復(fù)合材料的密度得到提高。當(dāng)燒結(jié)溫度繼續(xù)升高至1 000 ℃甚至更高時，合金已基本致密，但生成的TiC 層繼續(xù)增厚，TiC 的密度低于多主元合金黏結(jié)相的密度，因此復(fù)合材料的密度降低。復(fù)合材料硬度的變化規(guī)律與密度一致，在950 ℃燒結(jié)時，復(fù)合材料的硬度達(dá)到最大值，此時，40 MPa 壓力下燒結(jié)的復(fù)合材料的硬度(HB)達(dá)到473.7±17.1。

圖5 不同燒結(jié)工藝制備的復(fù)合材料的密度、硬度、橫向斷裂強(qiáng)度和黏結(jié)系數(shù)Fig. 5 Density, hardness, TRS and bonding coefficient of composites prepared by different sintering processes

復(fù)合材料在40 MPa 壓力燒結(jié)后具有較大的硬度、較厚的TiC層以及較低的石墨化程度，在此壓力下，對不同溫度燒結(jié)的多主元合金及其復(fù)合材料進(jìn)行抗彎強(qiáng)度測試。黏結(jié)相和復(fù)合材料的橫向斷裂強(qiáng)度如圖5(b)所示。可以看到，隨著燒結(jié)溫度從900 ℃逐漸升高至1 050 ℃，復(fù)合材料的橫向斷裂強(qiáng)度先增大后減小，950 ℃燒結(jié)的復(fù)合材料具有最大的橫向斷裂強(qiáng)度，為646.96 MPa。多主元合金黏結(jié)相的橫向斷裂強(qiáng)度呈現(xiàn)出與復(fù)合材料一致的變化規(guī)律，也是先增大后減小，并在950 ℃燒結(jié)后具有最高的橫向斷裂強(qiáng)度，為1 280.81 MPa。

為了對比分析復(fù)合材料中多主元合金黏結(jié)相與金剛石顆粒之間的黏結(jié)程度，引入黏結(jié)系數(shù)[36]：

式中，δ為黏結(jié)系數(shù)；σb和σc分別為黏結(jié)相和含金剛石的復(fù)合材料的橫向斷裂強(qiáng)度，MPa。

40 MPa 壓力下不同溫度燒結(jié)的復(fù)合材料的黏結(jié)系數(shù)的計算結(jié)果如圖5(b)所示?？梢园l(fā)現(xiàn)，隨著燒結(jié)溫度的升高，復(fù)合材料的黏結(jié)系數(shù)先增大后減小，950 ℃燒結(jié)的復(fù)合材料具有最大的黏結(jié)系數(shù)，即黏結(jié)相與金剛石的結(jié)合能力最強(qiáng)。分別對950 ℃和1 050 ℃燒結(jié)的復(fù)合材料橫向斷裂的斷口形貌進(jìn)行表征，如圖6所示，同時對不同斷口上金剛石與黏結(jié)相界面處不同部位的元素成分及含量進(jìn)行測定，結(jié)果如表4所示。

圖6 不同溫度燒結(jié)的復(fù)合材料橫向斷裂斷口的顯微形貌Fig. 6 Fracture morphology of composites sintered at different temperatures

表4 不同溫度燒結(jié)的復(fù)合材料界面處不同部位的元素含量(原子數(shù)分?jǐn)?shù))Table 4 Elements content in different positions of composite interface sintered at different temperatures %

復(fù)合材料在彎曲變形過程中，裂紋傾向于在復(fù)合材料的軟區(qū)萌生和擴(kuò)展，即合金黏結(jié)相先變形，然后應(yīng)力逐漸傳遞到黏結(jié)相與金剛石的界面。當(dāng)界面結(jié)合強(qiáng)度足夠高時，應(yīng)力可以有效地通過TiC 層傳遞給金剛石，減緩裂紋的萌生和擴(kuò)展[37]。當(dāng)燒結(jié)溫度低于950 ℃時，黏結(jié)相和金剛石之間擴(kuò)散少，生成的TiC層很薄，冶金結(jié)合很弱，裂紋易在界面處萌生和擴(kuò)展。隨著燒結(jié)溫度升高至950 ℃，界面處反應(yīng)生成的TiC層厚逐漸增加，且TiC較為致密連續(xù)，填充了黏結(jié)相和金剛石的界面間隙，提高了兩相的界面結(jié)合強(qiáng)度，增強(qiáng)了金剛石的強(qiáng)化效果。在復(fù)合材料變形過程中，更多的應(yīng)力可以通過致密的TiC層傳遞到金剛石，復(fù)合材料的橫向斷裂強(qiáng)度提高，如圖6(a)所示。對于1 050 ℃燒結(jié)的復(fù)合材料，高溫導(dǎo)致金剛石顆粒發(fā)生較為嚴(yán)重的石墨化，石墨之間相互連接，交織成網(wǎng)狀，覆蓋在金剛石表面大部分區(qū)域，如圖6(b)中點(diǎn)4所示，降低了黏結(jié)相與金剛石的界面結(jié)合強(qiáng)度，導(dǎo)致復(fù)合材料的黏結(jié)系數(shù)低于950 ℃燒結(jié)的復(fù)合材料。復(fù)合材料斷裂后，金剛石與黏結(jié)相的界面處存在寬度約為0.25 μm的間隙，如圖6(b)所示。這也是由于兩相的界面結(jié)合強(qiáng)度不高，在變形過程中被拉開分離而形成的。黏結(jié)相與金剛石的界面結(jié)合減弱，使得應(yīng)力無法有效地通過界面?zhèn)鬟f給金剛石，金剛石的強(qiáng)化作用減弱，因此復(fù)合材料在變形后容易斷裂，橫向斷裂強(qiáng)度降低。

2.4 摩擦磨損行為

2.4.1 摩擦因數(shù)、磨損率及磨耗比

圖7所示為不同燒結(jié)工藝制備的復(fù)合材料的摩擦磨損行為。從圖7(a)和(b)可見，當(dāng)摩擦穩(wěn)定后，復(fù)合材料的摩擦因數(shù)均較低，其中，950 ℃燒結(jié)的復(fù)合材料具有較大的摩擦因數(shù)，當(dāng)燒結(jié)溫度相同時，40 MPa 下燒結(jié)的復(fù)合材料的摩擦因數(shù)高于30 MPa下燒結(jié)的復(fù)合材料的摩擦因數(shù)。

圖7 不同燒結(jié)工藝制備的復(fù)合材料的摩擦磨損行為Fig. 7 Friction and wear behavior of composites prepared by different sintering processes

復(fù)合材料的體積磨損率如圖7(c)所示?？梢姡篠i3N4球的壓應(yīng)力和剪切力的共同作用下，復(fù)合材料中的黏結(jié)相被磨損，金剛石由于具有較高的硬度和彈性模量，可以在一定程度上抵抗Si3N4球的作用，阻礙黏結(jié)相的分層或剝落。當(dāng)900 ℃燒結(jié)時，黏結(jié)相和金剛石界面處生成的TiC層很薄，界面結(jié)合強(qiáng)度很低時，復(fù)合材料在承受載荷的過程中金剛石與黏結(jié)相脫黏，形成三體磨損，復(fù)合材料的磨損率較大。當(dāng)950 ℃燒結(jié)時，金剛石與黏結(jié)相之間的TiC 層增厚，界面結(jié)合強(qiáng)度得到提高時，黏結(jié)相對金剛石的把持作用增強(qiáng)，脫落的金剛石數(shù)量減少，復(fù)合材料的耐磨性增強(qiáng)，磨損率降低。當(dāng)燒結(jié)溫度達(dá)到1 000 ℃甚至更高時，金剛石受到了熱損傷而發(fā)生石墨化，導(dǎo)致結(jié)構(gòu)被破壞，強(qiáng)度降低甚至失效；此外，復(fù)合材料的力學(xué)性能降低，抵抗Si3N4球磨損的耐磨性能也下降。因此，燒結(jié)溫度在1 000 ℃和1 050 ℃時，復(fù)合材料的體積磨損率增大。

從圖7(d)可以看出，Cu40Ni30Fe20Sn5Ti5 多主元合金/金剛石復(fù)合材料的磨耗比與燒結(jié)溫度有關(guān)。當(dāng)燒結(jié)溫度950 ℃，燒結(jié)壓力40 MPa 時，復(fù)合材料的磨耗比達(dá)到最大值，此時，復(fù)合材料的磨損性能最好。結(jié)合圖5(a)可知，復(fù)合相料的磨耗比與硬度呈正相關(guān)。

2.4.2 磨損形貌

不同燒結(jié)工藝制備的復(fù)合材料摩擦后的表面磨損形貌和三維輪廓形貌如圖8所示。從圖8(a)可見：僅在30 MPa/900 ℃下燒結(jié)的復(fù)合材料表面出現(xiàn)金剛石脫落形成的凹坑。這是由于黏結(jié)相對金剛石的把持能力弱，導(dǎo)致金剛石在摩擦過程中脫落。此時，表面磨痕大多為犁溝且較淺，復(fù)合材料的磨損類型為磨粒磨損。在摩擦過程中，950 ℃燒結(jié)的復(fù)合材料的黏結(jié)相與金剛石的界面結(jié)合強(qiáng)度提高，金剛石不易脫落，并且金剛石有較好的出露情況，發(fā)揮出了良好的磨損作用，此時，摩擦表面磨痕較淺且平整，未出現(xiàn)較深的凹坑或犁溝，如圖8(c)所示。當(dāng)燒結(jié)溫度為1 000 ℃和1 050 ℃時，由于金剛石石墨化程度增加，與黏結(jié)相的界面結(jié)合能力有所降低，金剛石在摩擦過程中脫出表面。同時，Si3N4球磨屑中的Si 元素借助摩擦表面的熱量，與空氣中的氧氣反應(yīng)形成了SiO2，如圖9 所示。最后，SiO2與金剛石、被磨除的硬質(zhì)TiC顆粒以及黏結(jié)相和Si3N4磨球的磨屑一起，在摩擦表面形成三體磨損，摩擦表面出現(xiàn)有犁溝狀的磨痕，如圖8(b)和(d)所示。黏結(jié)相在摩擦過程中發(fā)生塑性變形及加工硬化，從表面脫落，加劇了復(fù)合材料的磨損。因此，復(fù)合材料的磨損類型主要為磨粒磨損和黏著磨損的混合機(jī)制。

圖8 不同燒結(jié)工藝制備的復(fù)合材料摩擦后的表面磨損形貌和三維輪廓形貌Fig. 8 Wear morphology and 3D-profile micrographs of composites prepared by different sintering processes

3 結(jié)論

1) 復(fù)合材料在燒結(jié)過程中，Ti 元素擴(kuò)散至黏結(jié)相與金剛石的界面處，并與C 元素發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，生成了TiC 化合物，TiC 層的厚度隨著燒結(jié)溫度和燒結(jié)壓力的升高而增加。

2) 隨著燒結(jié)溫度的升高，逐漸增厚的TiC層提高了黏結(jié)相和金剛石的界面結(jié)合強(qiáng)度，金剛石的強(qiáng)化作用增強(qiáng)，復(fù)合材料的硬度和抗彎強(qiáng)度逐漸提高。但過高的燒結(jié)溫度導(dǎo)致金剛石發(fā)生較為嚴(yán)重的石墨化，黏結(jié)相和金剛石的界面結(jié)合強(qiáng)度降低，減弱了金剛石的強(qiáng)化作用，復(fù)合材料的硬度和抗彎強(qiáng)度降低。

3) 隨著燒結(jié)溫度的升高，黏結(jié)相對金剛石的把持力增強(qiáng)，且金剛石出露良好，發(fā)揮了較好的磨損作用，復(fù)合材料的磨損性能逐漸提高。但過高的燒結(jié)溫度下，金剛石受到熱損傷而石墨化程度增加、黏結(jié)相對金剛石的把持能力減弱，以及力學(xué)性能降低等，導(dǎo)致復(fù)合材料的磨損性能降低。因此，適當(dāng)?shù)慕缑娣磻?yīng)可提升金剛石復(fù)合材料的服役性能。