本發(fā)明屬于材料技術(shù)領(lǐng)域，具體涉及一種TiC增強(qiáng)高溫合金基高溫耐磨復(fù)合材料及等離子熔化沉積快速成形制備方法。

背景技術(shù)：

高鐵建設(shè)對于國家經(jīng)濟(jì)發(fā)展具有舉足輕重的地位。作為高速電氣化鐵路接觸網(wǎng)重要組成部分的接觸線的服役環(huán)境十分惡劣，除承受設(shè)計(jì)規(guī)定的懸掛張力外，還要承受冰雪和風(fēng)產(chǎn)生的附加張力、機(jī)車運(yùn)行時(shí)產(chǎn)生的振動疲勞應(yīng)力、與機(jī)車受電弓滑板滑動接觸傳輸電流過程中產(chǎn)生的磨耗和溫升。惡劣的服役環(huán)境要求接觸線材料在保持良好的導(dǎo)電性的同時(shí)具有高的抗拉強(qiáng)度和疲勞強(qiáng)度、耐高溫軟化、耐磨耗。接觸線的生產(chǎn)工藝流程為：合金熔煉→連續(xù)鑄造→連續(xù)擠壓→冷軋→探傷→精軋→拉拔成形→探傷→檢驗(yàn)→包裝。各工序要求極為嚴(yán)格，中間任何環(huán)節(jié)出現(xiàn)問題，都將導(dǎo)致前面工序的失效。接觸線生產(chǎn)一直處于成品率低、國產(chǎn)化率低的狀況。為了提高接觸線的拉伸及疲勞強(qiáng)度，需要對連續(xù)鑄造工序鑄出的晶粒粗大的鑄桿進(jìn)行大變形率連續(xù)冷擠壓變形，使粗大的鑄造組織破碎，通過冷擠壓變形過程中的動態(tài)再結(jié)晶得到細(xì)晶組織，利用細(xì)晶強(qiáng)化機(jī)制使接觸線抗拉強(qiáng)度及疲勞強(qiáng)度大幅度提升。大變形率連續(xù)冷擠壓工序是在連續(xù)擠壓機(jī)上完成的，鑄桿受擠壓輪旋轉(zhuǎn)驅(qū)動，在摩擦力作用下連續(xù)進(jìn)入擠壓腔，在堵頭前，鑄桿沿圓周方向運(yùn)動受阻被迫改變方向，通過模具定向擠出。連續(xù)擠壓模具在擠壓過程中，鑄桿溫度在短時(shí)間內(nèi)迅速升溫到700℃以上，在再結(jié)晶溫度之上，腔體內(nèi)壓力極高。擠壓機(jī)模具、堵頭與擠壓輪等關(guān)鍵零部件直接承受高接觸應(yīng)力高溫強(qiáng)磨損的作用，堵頭工作面塌陷、擠壓輪及擠壓模具工作面磨損過量是常見失效形式。為了保證鑄桿在大變形率連續(xù)擠壓過程中變形均勻，從而保證擠壓后的接觸線桿坯顯微組織、電性能和力學(xué)性能均勻一致，要求堵頭、擠壓輪、擠壓模具等關(guān)鍵零部件必須具有高溫強(qiáng)度高、高溫耐磨性能好等特點(diǎn)。

傳統(tǒng)的熱作模具鋼、硬質(zhì)合金和高溫合金都曾被用作堵頭及擠壓模具材料，熱作模具鋼具有價(jià)格優(yōu)勢，但當(dāng)擠壓腔內(nèi)溫度升高到500℃時(shí)，強(qiáng)度和硬度就急劇下降，零件使用壽命非常短。硬質(zhì)合金雖然高溫耐磨性好，由于韌性和導(dǎo)熱性較差，工作過程中內(nèi)部熱應(yīng)力非常大，機(jī)械應(yīng)力與熱應(yīng)力疊加產(chǎn)生的復(fù)合應(yīng)力導(dǎo)致零件表面產(chǎn)生龜裂甚至整體開裂，現(xiàn)場使用效果也不理想。變形鎳基高溫合金制成的堵頭和擠壓模具經(jīng)現(xiàn)場試用，與熱作模具鋼和硬質(zhì)合金件相比，使用壽命雖有一定程度的提高，但不顯著。原因在于變形鎳基高溫合金中的主要高溫強(qiáng)化相γ′的常溫及高溫硬度不高，因此高溫耐磨性并不突出。考慮到高溫耐磨并不是變形鎳基高溫合金的特長；而其主要性能優(yōu)勢，如抗氧化、抗熱腐蝕、抗疲勞、斷裂韌性高等在類似堵頭、擠壓模具這樣工作在高接觸應(yīng)力高溫強(qiáng)磨損工況的零部件上得不到有效發(fā)揮；再加上價(jià)格昂貴，機(jī)加工難度大，熱處理工藝復(fù)雜等因素，因此，直接利用變形鎳基高溫合金制作堵頭和擠壓模具推廣應(yīng)用價(jià)值不高。

因此，尋求一種能保持高溫合金良好的高溫力學(xué)性能的同時(shí)使其具備優(yōu)異的高溫耐磨性能的高溫耐磨復(fù)合材料及其制備方法具有重要價(jià)值和實(shí)際意義。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

本發(fā)明的一個(gè)目的在于提供一種TiC增強(qiáng)高溫合金基高溫耐磨復(fù)合材料，該復(fù)合材料硬度高，組織致密、晶粒細(xì)小，具有優(yōu)異的常溫及高溫耐磨性能；

本發(fā)明的另一個(gè)目的在于提供一種等離子熔化沉積快速成形技術(shù)制備上述復(fù)合材料的方法。

為達(dá)到上述目的，本發(fā)明采用下述技術(shù)方案：

一種TiC增強(qiáng)高溫合金基高溫耐磨復(fù)合材料，由以下各原材料制成：鎳基高溫合金粉、Ti粉和C粉；所述各原材料的質(zhì)量百分比為：鎳基高溫合金粉53～70wt.％、Ti粉25.5～34.5wt.％、C粉4.5～12.5wt.％。得到的復(fù)合材料的主要化學(xué)成分為Ni 29.2～38.5wt.％、Cr 9.5～12.6wt.％、Nb 2.95～3.85wt.％、Ti 26.3～35wt.％、C 4.5～12.5wt.％、Mo 1.1～1.4wt.％、Al 0.25～0.35wt.％、Fe 9.5～12.5wt.％。該復(fù)合材料以原位自生TiC初生相作為高溫耐磨增強(qiáng)相、以主要組成相為γ”-Ni₃Nb高溫強(qiáng)化相和固溶了大量合金元素的過飽和鎳基固溶體的鎳基高溫合金為所述復(fù)合材料基體。

進(jìn)一步，所述各原材料的質(zhì)量百分比為：鎳基高溫合金粉64～70wt.％、Ti粉25.5～28.5wt.％、C粉4.5～7.5wt.％。得到的復(fù)合材料的主要化學(xué)成分為Ni 35.2～38.5wt.％、Cr 11.5～12.6wt.％、Nb 3.5～3.85wt.％、Ti 26.3～29.2wt.％、C 4.5～7.5wt.％、Mo 1.28～1.4wt.％、Al 0.32～0.35wt.％、Fe 11.5～12.5wt.％。該復(fù)合材料以原位自生TiC初生相作為高溫耐磨增強(qiáng)相、以主要組成相為γ”-Ni₃Nb高溫強(qiáng)化相和固溶了大量合金元素的過飽和鎳基固溶體的鎳基高溫合金為所述復(fù)合材料基體。

進(jìn)一步，所述各原材料的質(zhì)量百分比為：鎳基高溫合金粉58～64wt.％、Ti粉28.5～32wt.％、C粉7.5～10wt.％。得到的復(fù)合材料的主要化學(xué)成分為Ni 31.9～35.2wt.％、Cr 10.4～11.5wt.％、Nb 3.2～3.5wt.％、Ti 29.2～32.6wt.％、C 7.5～10wt.％、Mo 1.2～1.28wt.％、Al 0.3～0.32wt.％、Fe 10.4～11.5wt.％。該復(fù)合材料以原位自生TiC初生相作為高溫耐磨增強(qiáng)相、以主要組成相為γ”-Ni₃Nb高溫強(qiáng)化相和固溶了大量合金元素的過飽和鎳基固溶體的鎳基高溫合金為所述復(fù)合材料基體。

進(jìn)一步，所述各原材料的質(zhì)量百分比為：鎳基高溫合金粉53～58wt.％、Ti粉32～34.5wt.％、C粉10～12.5wt.％。得到的復(fù)合材料的主要化學(xué)成分為Ni 29.2～31.9wt.％、Cr 9.5～10.4wt.％、Nb 2.95～3.2wt.％、Ti 32.6～35wt.％、C 10～12.5wt.％、Mo 1.1～1.2wt.％、Al 0.25～0.3wt.％、Fe 9.5～10.4wt.％。該復(fù)合材料以原位自生TiC初生相作為高溫耐磨增強(qiáng)相、以主要組成相為γ”-Ni₃Nb高溫強(qiáng)化相和固溶了大量合金元素的過飽和鎳基固溶體的鎳基高溫合金為所述復(fù)合材料基體。

進(jìn)一步，所述鎳基高溫合金粉、Ti粉和C粉的粒度均為80～320目。

進(jìn)一步，所述鎳基高溫合金粉中，Ni 50～55wt.％、Cr 17～21wt.％、Nb 4.75～5.5wt.％、Mo 2.8～3.3wt.％、Ti 0.65～1.15wt.％、Al 0.2～0.8wt.％、Co≤1.0wt.％、Cu≤0.3wt.％、C≤0.08wt.％、Si≤0.05wt.％、Mn≤0.03wt.％、P≤0.015wt.％、S≤0.015wt.％、Fe為余量。

一種利用等離子熔化沉積快速成形技術(shù)制備上述復(fù)合材料的方法，包括以下步驟：

(1)預(yù)備合金粉末：將鎳基高溫合金粉、Ti粉和C粉過篩；按照所述質(zhì)量百分比稱取鎳基高溫合金粉、Ti粉和C粉，混合均勻，烘干；

(2)利用等離子熔化沉積快速成形設(shè)備制備復(fù)合材料：等離子炬引弧后產(chǎn)生高溫高能量密度等離子束，同時(shí)步驟(1)中烘干后的合金粉末被送粉載氣送入到等離子弧柱中，合金粉末經(jīng)過高溫高能量密度等離子束流急速加熱熔化并在基材表面形成微熔池，在微熔池中產(chǎn)生冶金反應(yīng)，處于超過熱狀態(tài)的微熔池與基材之間存在巨大的溫度梯度，在基材熱傳導(dǎo)的作用下，微熔池產(chǎn)生快速非平衡凝固，形成組織細(xì)小，以初生TiC為所述復(fù)合材料高溫耐磨增強(qiáng)相、以主要組成相為γ”-Ni₃Nb高溫強(qiáng)化相和固溶了大量合金元素的過飽和鎳基固溶體的鎳基高溫合金為所述復(fù)合材料基體的高溫合金基高溫耐磨復(fù)合材料；在等離子熔化沉積快速成形過程中，微熔池的熔化及凝固過程始終受氬氣保護(hù)，避免了空氣中的氧氣、氮?dú)膺M(jìn)入熔池參與反應(yīng)，防止氧化物與氮化物雜質(zhì)相的生成。

進(jìn)一步，所述過篩為過80目和150目的篩子。

進(jìn)一步，所述烘干溫度為120～150℃；優(yōu)選的烘干溫度為135℃。

進(jìn)一步，所述的等離子熔化沉積快速成形工藝參數(shù)為：工作電流90～100A，工作電壓36V，掃描速度1～1.5mm/s，同步送粉量30～35g/min，保護(hù)氣流量200L/h，工作氣流量80～100L/h。

進(jìn)一步，所述等離子熔化沉積快速成形設(shè)備為PRM-01型等離子快速成形設(shè)備；該設(shè)備裝備了具有良好惰性氣體保護(hù)功能和同軸送粉功能的高效雙水冷等離子炬，該等離子炬以氬氣為工作氣體。

進(jìn)一步，所述金屬基材可為任意導(dǎo)電導(dǎo)熱金屬材料。

進(jìn)一步，所述送粉載氣和保護(hù)氣均為氬氣。

本發(fā)明的有益效果如下：

本發(fā)明采用合理優(yōu)化復(fù)合材料各原材料間的成分配比，利用等離子熔化沉積快速成形技術(shù)制備得到的復(fù)合材料硬度高(HV500～HV900)，組織致密、晶粒細(xì)小，在保持高溫合金原有的良好的高溫力學(xué)性能的基礎(chǔ)上具有優(yōu)異的常溫及高溫耐磨性能，同時(shí)，為采用經(jīng)濟(jì)、有效的手段大幅度提高需承受高接觸應(yīng)力高溫強(qiáng)磨損的關(guān)鍵零部件的使用壽命奠定了理論及材料制備技術(shù)基礎(chǔ)。

另外，本發(fā)明等離子熔化沉積快速成形技術(shù)是繼激光及電子束熔化沉積快速成形技術(shù)之后近幾年逐漸發(fā)展起來的材料快速成形新技術(shù)，具有獨(dú)到的技術(shù)優(yōu)勢，具體表現(xiàn)在：第一，等離子熔化沉積快速成形設(shè)備造價(jià)低。其設(shè)備造價(jià)僅是激光設(shè)備的1/3到1/5；第二，等離子熔化沉積快速成形技術(shù)使用成本低。該技術(shù)能量轉(zhuǎn)換效率高，耗電少，使用工業(yè)純的氬氣作為工作氣、送粉載氣及保護(hù)氣，氣體使用成本低；而激光設(shè)備能量轉(zhuǎn)換效率低，耗電多，且需要昂貴的高純度的惰性氣體及高真空環(huán)境；第三，等離子熔化沉積快速成形設(shè)備操作維修簡便，生產(chǎn)效率高，合金粉末利用率高，從而大幅度降低了復(fù)合材料成形制造成本。上述技術(shù)優(yōu)勢使得等離子熔化沉積快速成形技術(shù)更適合民用工業(yè)大規(guī)模生產(chǎn)應(yīng)用。

附圖說明

下面結(jié)合附圖對本發(fā)明的具體實(shí)施方式作進(jìn)一步詳細(xì)的說明。

圖1示出表1中1#復(fù)合材料的X射線衍射圖譜；

圖2示出表1中2#復(fù)合材料的X射線衍射圖譜；

圖3示出表1中3#復(fù)合材料的X射線衍射圖譜；

圖4示出表1中4#復(fù)合材料的X射線衍射圖譜；

圖5示出復(fù)合材料典型顯微組織低倍SEM照片；

圖6示出復(fù)合材料典型顯微組織高倍SEM照片。

具體實(shí)施方式

為了更清楚地說明本發(fā)明，下面結(jié)合優(yōu)選實(shí)施例和附圖對本發(fā)明做進(jìn)一步的說明。附圖中相似的部件以相同的附圖標(biāo)記進(jìn)行表示。本領(lǐng)域技術(shù)人員應(yīng)當(dāng)理解，下面所具體描述的內(nèi)容是說明性的而非限制性的，不應(yīng)以此限制本發(fā)明的保護(hù)范圍。

實(shí)施例1TiC增強(qiáng)高溫合金基高溫耐磨復(fù)合材料的制備

1、預(yù)備合金粉末：將粒度為80～320目鎳基高溫合金粉、Ti粉和C粉過80目和150目的篩子；采取精度為0.1mg的電子天平稱量鎳基高溫合金粉、Ti粉、石墨粉各1400g、510g、90g，混合均勻，置于干燥箱內(nèi)，在120℃環(huán)境中進(jìn)行充分烘干；

2、利用PRM-01型等離子熔化沉積快速成形設(shè)備制備復(fù)合材料：等離子炬引弧后產(chǎn)生等離子束，同時(shí)步驟(1)中烘干后的合金粉末被氬氣送入到等離子弧柱中，合金粉末經(jīng)過等離子束急速加熱熔化并在H13基材表面形成微熔池，在微熔池中產(chǎn)生冶金反應(yīng)，處于超過熱狀態(tài)的微熔池與基材之間存在巨大的溫度梯度，在基材熱傳導(dǎo)的作用下，微熔池產(chǎn)生快速非平衡凝固，形成組織細(xì)小，以初生TiC為所述復(fù)合材料高溫耐磨增強(qiáng)相、以主要組成相為γ”-Ni₃Nb和鎳基固溶體的鎳基高溫合金為所述復(fù)合材料基體的高溫合金基高溫耐磨復(fù)合材料；在等離子熔化沉積快速成形過程中，微熔池始終受氬氣保護(hù)，避免了空氣中的氧氣、氮?dú)膺M(jìn)入熔池參與反應(yīng)，防止氧化物與氮化物雜質(zhì)相的生成。其中，等離子熔化沉積快速成形工藝參數(shù)為：工作電流90A，工作電壓36V，掃描速度1.5mm/s，同步送粉量30g/min，保護(hù)氣流量200L/h，工作氣流量80L/h。

實(shí)施例2TiC增強(qiáng)高溫合金基高溫耐磨復(fù)合材料的制備

1、預(yù)備合金粉末：將粒度為80～320目鎳基高溫合金粉、Ti粉和C粉過80目和150目的篩子；采取精度為0.1mg的電子天平稱量鎳基高溫合金粉、Ti粉、石墨粉各1280g、570g、150g，混合均勻，置于干燥箱內(nèi)，在150℃環(huán)境中進(jìn)行充分烘干；

2、利用PRM-01型等離子熔化沉積快速成形設(shè)備制備復(fù)合材料：等離子炬引弧后產(chǎn)生等離子束，同時(shí)步驟(1)中烘干后的合金粉末被氬氣送入到等離子弧柱中，合金粉末經(jīng)過等離子束急速加熱熔化并在45#鋼基材表面形成微熔池，在微熔池中產(chǎn)生冶金反應(yīng)，處于超過熱狀態(tài)的微熔池與基材之間存在巨大的溫度梯度，在基材熱傳導(dǎo)的作用下，微熔池產(chǎn)生快速非平衡凝固，形成組織細(xì)小，以初生TiC為所述復(fù)合材料高溫耐磨增強(qiáng)相、以主要組成相為γ”-Ni₃Nb和鎳基固溶體的鎳基高溫合金為所述復(fù)合材料基體的高溫合金基高溫耐磨復(fù)合材料；在等離子熔化沉積快速成形過程中，微熔池始終受氬氣保護(hù)，避免了空氣中的氧氣、氮?dú)膺M(jìn)入熔池參與反應(yīng)，防止氧化物與氮化物雜質(zhì)相的生成。其中，等離子熔化沉積快速成形工藝參數(shù)為：工作電流95A，工作電壓36V，掃描速度1.2mm/s，同步送粉量32g/min，保護(hù)氣流量200L/h，工作氣流量90L/h。

實(shí)施例3TiC增強(qiáng)高溫合金基高溫耐磨復(fù)合材料的制備

1、預(yù)備合金粉末：將粒度為80～320目鎳基高溫合金粉、Ti粉和C粉過80目和150目的篩子；采取精度為0.1mg的電子天平稱量鎳基高溫合金粉、Ti粉、石墨粉各1160g、640g、200g，混合均勻，置于干燥箱內(nèi)，在135℃環(huán)境中進(jìn)行充分烘干；

2、利用PRM-01型等離子熔化沉積快速成形設(shè)備制備復(fù)合材料：等離子炬引弧后產(chǎn)生等離子束，同時(shí)步驟(1)中烘干后的合金粉末被氬氣送入到等離子弧柱中，合金粉末經(jīng)過等離子束急速加熱熔化并在Q235基材表面形成微熔池，在微熔池中產(chǎn)生冶金反應(yīng)，處于超過熱狀態(tài)的微熔池與基材之間存在巨大的溫度梯度，在基材熱傳導(dǎo)的作用下，微熔池產(chǎn)生快速非平衡凝固，形成組織細(xì)小，以初生TiC為所述復(fù)合材料高溫耐磨增強(qiáng)相、以主要組成相為γ”-Ni₃Nb和鎳基固溶體的鎳基高溫合金為所述復(fù)合材料基體的高溫合金基高溫耐磨復(fù)合材料；在等離子熔化沉積快速成形過程中，微熔池始終受氬氣保護(hù)，避免了空氣中的氧氣、氮?dú)膺M(jìn)入熔池參與反應(yīng)，防止氧化物與氮化物雜質(zhì)相的生成。其中，等離子熔化沉積快速成形工藝參數(shù)為：工作電流95A，工作電壓36V，掃描速度1mm/s，同步送粉量33g/min，保護(hù)氣流量200L/h，工作氣流量100L/h。

實(shí)施例4TiC增強(qiáng)高溫合金基高溫耐磨復(fù)合材料的制備

1、預(yù)備合金粉末：將粒度均為80～320目鎳基高溫合金粉、Ti粉和C粉過80目和150目的篩子；采取精度為0.1mg的電子天平稱量鎳基高溫合金粉、Ti粉、石墨粉各1060g、690g、250g，混合均勻，置于干燥箱內(nèi)，在135℃環(huán)境中進(jìn)行充分烘干；

2、利用PRM-01型等離子熔化沉積快速成形設(shè)備制備復(fù)合材料：等離子炬引弧后產(chǎn)生高溫高能量密度等離子束，同時(shí)步驟(1)中烘干后的合金粉末被氬氣送入到等離子弧柱中，合金粉末經(jīng)過高溫高能量密度等離子束流急速加熱熔化并在40Cr基材表面形成微熔池，在微熔池中產(chǎn)生冶金反應(yīng)，處于超過熱狀態(tài)的微熔池與基材之間存在巨大的溫度梯度，在基材熱傳導(dǎo)的作用下，微熔池產(chǎn)生快速非平衡凝固，形成組織細(xì)小，以初生TiC為所述復(fù)合材料高溫耐磨增強(qiáng)相、以主要組成相為γ”-Ni₃Nb和鎳基固溶體的鎳基高溫合金為所述復(fù)合材料基體的高溫合金基高溫耐磨復(fù)合材料；在等離子熔化沉積快速成形過程中，微熔池始終受氬氣保護(hù)，避免了空氣中的氧氣、氮?dú)膺M(jìn)入熔池參與反應(yīng)，防止氧化物與氮化物雜質(zhì)相的生成。其中，等離子熔化沉積快速成形工藝參數(shù)為：工作電流100A，工作電壓36V，掃描速度1mm/s，同步送粉量35g/min，保護(hù)氣流量200L/h，工作氣流量100L/h。

試驗(yàn)例TiC增強(qiáng)高溫合金基高溫耐磨復(fù)合材料各參數(shù)的測定試驗(yàn)

1、利用等離子熔化沉積快速成形技術(shù)制備各復(fù)合材料

選取表1中的三個(gè)經(jīng)優(yōu)化設(shè)計(jì)的典型TiC增強(qiáng)高溫合金基高溫耐磨復(fù)合材料作為試驗(yàn)材料。具體制備方法為：

(1)將粒度均為80～320目GH4169粉、Ti粉和石墨粉過80目和150目的篩子；采取精度為0.1mg的電子天平稱量GH4169粉、Ti粉、石墨粉，按表1規(guī)定的質(zhì)量比混合合金粉末；

(2)將四組混合粉末置于干燥箱內(nèi)，在135℃環(huán)境中進(jìn)行充分烘干；

(3)利用等離子熔化沉積快速成形設(shè)備制備材料，具體為等離子炬引弧后產(chǎn)生等離子束，同時(shí)步驟(1)中烘干后的合金粉末被氬氣送入到等離子弧柱中，合金粉末經(jīng)過等離子束急速加熱熔化并在H13基材表面形成微熔池，在微熔池中產(chǎn)生冶金反應(yīng)，處于超過熱狀態(tài)的微熔池與基材之間存在巨大的溫度梯度，在基材熱傳導(dǎo)的作用下，微熔池產(chǎn)生快速非平衡凝固，形成組織細(xì)小的TiC增強(qiáng)高溫合金基高溫耐磨復(fù)合材料；在等離子熔化沉積快速成形過程中，微熔池始終受氬氣保護(hù)，避免了空氣中的氧氣、氮?dú)膺M(jìn)入熔池參與反應(yīng)，防止氧化物與氮化物雜質(zhì)相的生成。等離子熔化沉積快速成形工藝參數(shù)為：工作電流90～100A，工作電壓36V，掃描速度1～1.5mm/s，同步送粉量30～35g/min，保護(hù)氣流量200L/h，工作氣流量80～100L/h。

表1TiC增強(qiáng)高溫合金基高溫耐磨復(fù)合材料化學(xué)成分含量(wt.％)

2、復(fù)合材料顯微組織分析

采用XD-3全自動多晶X射線衍射儀對高溫耐磨復(fù)合材料進(jìn)行物相組成分析，分別采用MDS型光學(xué)金相顯微鏡及ZEISS EVO18型掃描電子顯微鏡進(jìn)行組織分析。

X射線衍射分析結(jié)果表明：1#、2#、3#、4#復(fù)合材料的組織組成相均為TiC、γ”-Ni₃Nb、γ-(Ni，F(xiàn)e)。如圖1～4所示。

圖5、圖6為等離子熔化沉積快速成形TiC增強(qiáng)高溫合金基復(fù)合材料不同放大倍數(shù)下的典型顯微組織SEM照片。可見復(fù)合材料典型顯微組織結(jié)構(gòu)特征為不規(guī)則塊狀TiC初生相與γ”-Ni₃Nb高溫增強(qiáng)相彌散分布在鎳基固溶體上。

3、顯微硬度

利用MH-5L型數(shù)字式顯微硬度計(jì)測量復(fù)合材料顯微硬度。各TiC增強(qiáng)高溫合金基復(fù)合材料的平均硬度為：1#樣品HV535，2#樣品HV650，3#樣品HV870，4#樣品HV1035。可見，隨復(fù)合材料中TiC含量增加，復(fù)合材料的顯微硬度隨之增加。

4、常溫干滑動磨損試驗(yàn)

在銷-盤式磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行常溫干滑動磨損試驗(yàn)，測試材料尺寸為6mm×6mm×8mm，與經(jīng)淬火+低溫回火處理的Cr12MoV(硬度約為HV770)對磨盤進(jìn)行摩擦，磨損試驗(yàn)參數(shù)如表2所示。

表2常溫磨損試驗(yàn)參數(shù)

以徑鍛的GH4169變形鎳基高溫合金、經(jīng)過固溶+時(shí)效處理的GH4169及直接時(shí)效處理的GH4169作為對比試樣(熱處理工藝參照“高溫合金熱處理標(biāo)準(zhǔn)JB/T 7712-2007”)，采用稱重法測量對比各試樣的磨損失重。磨損前后均用酒精擦洗試樣，用精度為0.1mg的電子分析天平稱量試樣磨損失重，用相對耐磨性ε_r即標(biāo)樣失重與試樣失重之比作為衡量試樣耐磨性的標(biāo)準(zhǔn)，ε_r越大表示材料耐磨性越好。各試樣的磨損試驗(yàn)結(jié)果如表3所示。

表3TiC增強(qiáng)高溫合金常溫干滑動磨損試驗(yàn)結(jié)果

由表3可以看出，相較于常規(guī)手段處理的高溫合金材料，等離子熔化沉積快速成形TiC增強(qiáng)高溫合金基復(fù)合材料的耐磨性能大幅提高。但TiC含量過高時(shí)，雖然復(fù)合材料的顯微硬度隨TiC含量的上升均顯著提高，由于TiC為硬質(zhì)金屬陶瓷相，韌性較差，過高的TiC含量降低了復(fù)合材料的強(qiáng)度及韌性，增加復(fù)合材料的脆性，導(dǎo)致磨損過程中出現(xiàn)脆性相的剝落與開裂現(xiàn)象，其耐磨性也隨之下降，如表3的磨損試驗(yàn)結(jié)果所示。可見1#、2#及3#試樣的成分范圍具有較好的實(shí)際應(yīng)用價(jià)值，故下面的高溫磨損試驗(yàn)僅對不同熱處理狀態(tài)的原始高溫合金對比樣和1#、2#及3#試樣做了對比試驗(yàn)。

5、高溫干滑動磨損試驗(yàn)

在球-盤式高溫摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行高溫干滑動磨損試驗(yàn)，測試材料尺寸為40mm×10mm×8mm，與熱穩(wěn)定性極好的Si₃N₄陶瓷(硬度約為HV1600)對磨球進(jìn)行摩擦，磨損試驗(yàn)參數(shù)如表4所示。

表4高溫磨損試驗(yàn)參數(shù)

以經(jīng)過固溶+時(shí)效處理與直接時(shí)效處理的徑鍛GH4169作為對比試樣(熱處理工藝參照“高溫合金熱處理標(biāo)準(zhǔn)JB/T 7712-2007”)，采用磨損體積測量對比各試樣的磨損率，磨損前后均用酒精擦洗試樣，利用表面輪廓位移傳感器測得磨損試樣表面磨損痕跡的深度及磨損體積，根據(jù)磨損體積計(jì)算磨損率W，即磨損體積與載荷位移之比，W越小表明耐磨性越好。高溫磨損試驗(yàn)結(jié)果如表5所示。

表5TiC增強(qiáng)高溫合金高溫干滑動磨損試驗(yàn)結(jié)果

由表5可以看出，相較于常規(guī)手段處理的高溫合金材料，等離子熔化沉積快速成形TiC增強(qiáng)高溫合金基復(fù)合材料的高溫耐磨性能大幅提高。

顯然，本發(fā)明的上述實(shí)施例僅僅是為清楚地說明本發(fā)明所作的舉例，而并非是對本發(fā)明的實(shí)施方式的限定，對于所屬領(lǐng)域的普通技術(shù)人員來說，在上述說明的基礎(chǔ)上還可以做出其它不同形式的變化或變動，這里無法對所有的實(shí)施方式予以窮舉，凡是屬于本發(fā)明的技術(shù)方案所引伸出的顯而易見的變化或變動仍處于本發(fā)明的保護(hù)范圍之列。