1引言切削加工是现代制造业中应用最广泛的加工技术之一。据统计,国外切削加工在整个制造加工 中所占比例约为80%~85%,国内则达到90%。刀具是切削加工中不可缺少的重要工具,刀 具的发展对提高生产率和加工质量具有直接影响。材料、结构和几何形状是决定刀具切削性能的三 要素,其中刀具材料的性能起着关键性的作用。国际生产工程学会在一项研究报告中指出,由于刀 具材料的改进,允许的切削速度每隔10年几乎提高一倍<1>。粉末高速钢克服了冶金方法生产 时产生的粗大的莱氏体共晶碳化物偏析组织,具有较高的强度、硬度和红硬性,并兼有适宜的塑性 和韧性,广泛用于制造切削工具。但是,高速钢的成分和组织结构决定了其硬度及耐磨性是有限的 。为提高其使用寿命,许多生产厂家或科研单位在粉末高速钢中添加了陶瓷颗粒以增强基体的硬度 及耐磨性。反应烧结法是在研究硼化物基硬质合金烧结过程的基础上,利用含Ni、Cr、Mo等 粉末与硼化物的混合粉末与铁基体在高温下原位反应生成三元硼化物陶瓷强化相来强化粉末高速钢 的一种新型工艺。Mo2FeB2基金属陶瓷在烧结过程中产生,其断裂韧性高,热膨胀系数与钢 相近(普通金属陶瓷热膨胀系数是钢的一半),耐磨性相当于甚至优于普通金属陶瓷。由于三元硼 化物基金属陶瓷所具有的优异性能,目前,这种材料在日本已经用于制作冲压易拉罐的模具、铜的 热挤压模、钢丝冷热拉模等<2>。而目前我国有关三元硼化物基金属陶瓷的研究尚处于起步阶段 ,尤其是高速钢与三元硼化物陶瓷通过反应烧结法进行复合增强的研究还未见报道。2实验与测试 (1)材料制备制备含有Mo2FeB2陶瓷相的粉末高速钢原料为:M2高速钢粉和TB粉(自 配),成分分别见表1、表2。分别将5(wt)%、10(wt)%、15(wt)%的TB粉 添加到的退火态M2高速钢粉中进行混合,混合粉料掺蜡(3wt%)后在KQM-X4型球磨机 上球磨30min,经干燥并过300目筛后,再经WE-30型液压式万能材料试验机以28吨 压力压制成40mm×6mm试样,放入HZS-B型烧结炉内进行真空烧结。烧结温度为1193℃,保温时间为20min。烧结曲线如图1所示。表1M2的成分(单位:wt%)成分CW Mo Cr V Fe含量0·856·025·14·21·9Bal表2TB粉的组成(单位:wt%)成分FeB Mo Cr Ni含量3748105图1烧结温度曲线图图2摩擦磨损装置示意图(2)测试与测量用JSM- 5610LV扫描电镜分析试样断面形貌,用HR-150A硬度计测量复合材料的硬度,用Ol ympus显微镜、日本理光X衍射仪试样组织结构。(3)摩擦磨损试验摩擦磨损试验机由金相 抛光机改装,其结构如图2所示。试样夹具(试样架)上可均匀地安装3个试样,其受磨面贴装有 240号耐水金相砂纸。转盘直径220mm,转速1400r/min。实验条件为:试样尺 寸40mm×6mm,载荷30N。所有磨损件试样经过粗磨、精磨、抛光、洗净、干燥后待用 。试验选用干摩擦方式,分别在试验经过20min、30min、40min、50min和6 0min后用AEU-210电子分析天平对试样进行称量,以计算试样的磨损量。试验对比材料 为M2粉末高速钢,不同试样的摩擦磨损试验结果如图3所示。3结果与分析由图3摩擦磨损实验 结果表明:添加了15%TB粉的复合材料的抗磨损能力比M2粉末高速钢提高约2倍(见图3) ;复合材料的耐磨性随着TBBC含量的增加而增加。图3不同试样的磨损量随时间的变化结果复 合材料的耐磨性,需要从组织结构方面进行分析。对复合材料的X衍射(见图4)表明,新型复合 材料的主要组成相有三元硼化物陶瓷相Mo2FeB2、粘结相α-Fe及M6C型碳化物;由于 采用真空烧结制备陶瓷强化相粉末高速钢,因此其组织致密,缺陷显著下降,极大地限制了材料磨 损裂纹源的产生和裂纹的扩散途径,减少了硬质颗粒剥落的可能性。图4XRD图样从试件断面的 显微组织(见图5)中可见,陶瓷相Mo2FeB2分布均匀,材料的烧结质量良好,组织结构致 密,晶粒细小,没有发现气孔、裂纹等缺陷。图5试样断面的显微组织(×200)由于Mo2F eB2颗粒比基体材料的硬度高,在摩擦磨损过程中首先发生流失的是基体合金,基体的流失将使 Mo2FeB2颗粒逐渐暴露出来。观察发现,金属陶瓷的磨损表现为磨料对基体的显微切削及反 复“犁削”与“碾压”,由于塑性变形、位错缠结和空位等晶体缺陷的不均匀分布,在某些应力集 中程度大、塑性变形剧烈和晶体结构缺陷密度较大的微区将首先产生微裂纹<3>。当裂纹扩展到 一定尺寸且外应力大于金属陶瓷的断裂强度时,基体合金流失,Mo2FeB2颗粒直接脱离基体 而发生流失;其次,暴露于磨损表面的Mo2FeB2颗粒将承受的法向应力和切向应力传递到其 周边基体合金并使其发生塑性变形。由于Mo2FeB2颗粒和基体合金的变形量并不完全一致, 因此将在界面处产生微裂纹<4>。随着微裂纹不断扩展,Mo2FeB2颗粒与基体的结合力下 降,最终使得陶瓷颗粒从基体脱落(见图6)。图6陶瓷颗粒脱落后的摩擦面形貌(×1000) 从以上分析可知,复合材料中含有大量的陶瓷硬质相,粘结相也具有较高的硬度,在摩擦过程的初 期,由于硬质相的承载面积较小,硬质相耐磨的作用没有得到充分发挥,与M2粉末钢(见图7a )相比较,磨损量的差别不大。随着摩擦时间的延长,硬质相承载面积增大(见图7b),在粘结 相的支撑作用下,硬质相的抗磨作用得到充分发挥,能够有效地抵御外来磨粒对基体的损伤。同时 ,可以将部分磨粒在表面的滑动摩擦与凿削变为滚动,减轻磨粒的磨损,从而表现出较高的抗磨性 。(a)M2粉末高速钢(b)强化粉末高速钢图7M2粉末高速钢与强化粉末高速钢摩擦形貌的 对比(×500)因为陶瓷相在高温下生成,颗粒细小均匀,界面自由能高,物相间结合牢固,克 服了传统强化方法中硬质颗粒与基体间缺少化学反应或互扩散、粒子与基体结合差的弊病,所以具 有传统强化方法所无法比拟的效果。经测定,该复合材料的硬度达到78~80HRA。4结论( 1)利用反应硼化烧结法,脆性的FeB可以通过与Mo等元素反应而完全转化,生成含Mo2F eB2陶瓷相的粉末高速钢;(2)添加15%TB粉的新型复合材料具有硬度高、耐磨性能优良 等特点,其抗磨损能力比未强化的M2粉末高速钢提高约2倍。(3)整个复合材料的烧结质量良好,组织结构致密,晶粒细小,没有发现气孔、裂纹等缺陷。三元硼化物强化粉末高速钢的摩擦磨损特性研究@张波$湖北工业大学
@周小平$武汉理工大学采用反应硼化烧结法在1193℃下真空烧结,成功制备出具有良好耐磨性 的粉末高速钢与三元硼化物陶瓷的复合材料;在自制摩擦磨损试验机上进行了摩擦磨损实验。分析 表明:复合材料主要由三元硼化物基硬质相和高速钢基体组成,陶瓷颗粒与基体界面结合良好,分 散均匀,耐磨性能良好。反应硼化烧结;;三元硼化物;;粉末冶金高速钢;;摩擦磨损1高寅元.粉末高速钢及其制品的进展.特殊钢,1992,13(1):9~14
2驹井正雄,高木研一.高强度硼化物系金属陶瓷.国外难熔金属与硬质合金,1998,14(1):52~63
3Martin Epner&Eric Gregory.Transactions of the Metallurgical Society of AIME,1960,2,Vol.218:117~121
4王永国,李兆前,曹元等.硬质覆层材料的磨损性能研究.机械工程材料,2002,26(4) :30~34抵御外来磨粒对基体的损伤。同时,可以将部分磨粒在表面的滑动摩擦与凿削变为滚 动,减轻磨粒的磨损,从而表现出较高的抗磨性。(a)M2粉末高速钢(b)强化粉末高速钢图 7M2粉末高速钢与强化粉末高速钢摩擦形貌的对比(×500)因为陶瓷相在高温下生成,颗粒 细小均匀,界面自由能高,物相间结合牢固,克服了传统强化方法中硬质颗粒与基体间缺少化学反 应或互扩散、粒子与基体结合差的弊病,所以具有传统强化方法所无法比拟的效果。经测定,该复 合材料的硬度达到78~80HRA。4结论(1)利用反应硼化烧结法,脆性的FeB可以通过 与Mo等元素反应而完全转化,生成含Mo2FeB2陶瓷相的粉末高速钢;(2)添加15%T B粉的新型复合材料具有硬度高、耐磨性能优良等特点,其抗磨损能力比未强化的M2粉末高速钢 提高约2倍。(3)整个复合材料的烧结质量良好,组织结构致密,晶粒细小,没有发现气孔、裂纹等缺陷。三元硼化物强化粉末高速钢的摩擦磨损特性研究@张波$湖北工业大学
@周小平$武汉理工大学采用反应硼化烧结法在1193℃下真空烧结,成功制备出具有良好耐磨性 的粉末高速钢与三元硼化物陶瓷的复合材料;在自制摩擦磨损试验机上进行了摩擦磨损实验。分析 表明:复合材料主要由三元硼化物基硬质相和高速钢基体组成,陶瓷颗粒与基体界面结合良好,分 散均匀,耐磨性能良好。反应硼化烧结;;三元硼化物;;粉末冶金高速钢;;摩擦磨损1高寅元.粉末高速钢及其制品的进展.特殊钢,1992,13(1):9~14
2驹井正雄,高木研一.高强度硼化物系金属陶瓷.国外难熔金属与硬质合金,1998,14(1):52~63
3Martin Epner&Eric Gregory.Transactions of the Metallurgical Society of AIME,1960,2,Vol.218:117~121
4王永国,李兆前,曹元等.硬质覆层材料的磨损性能研究.机械工程材料,2002,26(4):30~34
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