高陽(yáng)，肖海波,2，張偉，劉彬，劉詠

(1.中南大學(xué) 粉末冶金國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南 長(zhǎng)沙，410083；2.盤星新型合金材料(常州)有限公司，江蘇 常州，213000)

金剛石具有硬度高、耐磨性好、導(dǎo)熱率高、電絕緣性好以及耐腐蝕性強(qiáng)等優(yōu)點(diǎn)，可廣泛用于切削、磨削、鉆探和電子工業(yè)中[1-3]。金剛石復(fù)合材料超硬磨具，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(lái)越重要的作用[2,4]。但隨著人們對(duì)加工精度和加工效率的需求提高以及近些年對(duì)節(jié)能環(huán)保理念的重視等，現(xiàn)有的金剛石磨具制品已經(jīng)越來(lái)越難以滿足高精尖市場(chǎng)的需求，其中很重要的原因是金剛石與黏結(jié)相的結(jié)合性能有待進(jìn)一步提高[5-6]。金剛石與大部分金屬均具有較高的界面能，金剛石顆粒只能被機(jī)械地鑲嵌在黏結(jié)相中，兩相的界面結(jié)合能力弱[7]。金剛石工具在使用過(guò)程中，在磨削力的作用下出現(xiàn)非正常斷裂或者金剛石磨粒出露的高度不到粒徑一半，金剛石顆粒就失去了黏結(jié)相的把持而自行脫落[8]，工作效能的發(fā)揮通常不到60%[9]，導(dǎo)致金剛石超硬磨具的使用壽命和加工效率降低。其次，金剛石磨具大多用粉末冶金方法生產(chǎn)，燒結(jié)溫度一般達(dá)到850 ℃甚至更高，而金剛石在空氣中加熱到700 ℃左右就開始氧化，抗壓強(qiáng)度下降；而到900 ℃以上時(shí)金剛石就發(fā)生石墨化，從而嚴(yán)重影響金剛石的使用效果[10-11]。如何提高金剛石磨粒與黏結(jié)相的界面結(jié)合強(qiáng)度，同時(shí)提高金剛石在高溫下的穩(wěn)定性，從而使金剛石超硬磨具具有更優(yōu)異的力學(xué)性能和更長(zhǎng)的服役壽命[12]，成為目前金屬黏結(jié)相/金剛石磨具材料研究和生產(chǎn)的關(guān)鍵問(wèn)題之一。

為了提高黏結(jié)相與金剛石磨粒的結(jié)合能力，大多數(shù)研究者們主要采取以下兩類工藝措施：1)黏結(jié)相成分改良，添加強(qiáng)碳化物形成元素[12]。例如Ti、Mo、W、V、Cr 等[13-18]，在合適的工藝條件下與金剛石反應(yīng)形成碳化物，生長(zhǎng)在金剛石表面，實(shí)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，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，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[18]。2)金剛石表面改性技術(shù)，常見(jiàn)的有表面金屬化、表面粗化和表面活性技術(shù)等[12,19-20]。例如在金剛石磨料表面鍍覆強(qiáng)碳化物形成元素，如Cr、Ti 等及其合金鍍層[20-21](Ti-N[22]、Ni-P[23]等)，不僅避免了金剛石在熱壓燒結(jié)中被過(guò)度氧化刻蝕，同時(shí)通過(guò)這類活性元素與金剛石磨粒、金屬黏結(jié)相發(fā)生反應(yīng)，最終形成具有更高結(jié)合強(qiáng)度的化學(xué)結(jié)合界面結(jié)構(gòu)。

在金剛石磨具材料常用的CuSn 合金黏結(jié)相基礎(chǔ)上[4,24]，QI 等[25-26]通過(guò)添加固溶強(qiáng)化元素Ni 來(lái)提高強(qiáng)度和耐磨性，添加Fe 元素來(lái)提高合金的力學(xué)性能[27]，并添加少量的Ti 元素使得黏結(jié)相與金剛石在界面處形成化學(xué)結(jié)合，提高界面結(jié)合強(qiáng)度。同時(shí)，為了避免傳統(tǒng)的單一主元合金易形成金屬間化合物或脆性相等而難以保持組織和性能穩(wěn)定性的問(wèn)題[28-30]，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)[31-32]，經(jīng)過(guò)成分設(shè)計(jì)和計(jì)算，設(shè)計(jì)Cu40Ni30Fe20Sn5Ti5 多主元合金黏結(jié)相[33]。在此基礎(chǔ)上，本文作者以表面鍍覆Ti 層的金剛石顆粒為原材料，制備Cu40Ni30Fe20Sn5Ti5 多主元合金/金剛石復(fù)合材料，研究Ti 鍍層對(duì)黏結(jié)相與金剛石界面反應(yīng)行為和力學(xué)性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

使用純度大于99%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(jiàn)表1。采用氣霧化方法將合金塊體制成合金粉末，設(shè)備型號(hào)為PSI HERMIGA 75。霧化介質(zhì)為純度大于99.99%的氬氣。取粒度分布主要在45～100 μm 的合金粉末作為原料。金剛石顆粒從黃河旋風(fēng)股份有限公司購(gòu)買，粒度分布在100～180 μm，表面鍍覆Ti 層。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?；旌虾?，在V 形混料機(jī)內(nèi)混粉24 h，使粉末混合均勻。

表1 多主元合金黏結(jié)相的名義成分(原子數(shù)分?jǐn)?shù))Table 1 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(hào)為L(zhǎng)ABOX-325R，壓力為40 MPa，燒結(jié)溫度分別選用900、950 和1 000 ℃。燒結(jié)過(guò)程中以100 ℃/min的升溫速度升至700 ℃后，以50 ℃/min的升溫速度升至設(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×長(zhǎng)度約為30 mm×10 mm。

1.3 分析測(cè)試方法

使用D/Max 2550 型X 射線衍射儀(XRD)測(cè)試樣品的物相組成，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(cè)試樣品的金剛石石墨化程度。使用ET-320RP 密度測(cè)試儀測(cè)量樣品的密度，使用BUEHLER 5104 顯微硬度儀測(cè)量復(fù)合材料樣品的布氏硬度(HB)，使用HV-1000 型小負(fù)荷維氏硬度計(jì)測(cè)量黏結(jié)相的硬度(HV)，使用Instron-3369型電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)測(cè)試復(fù)合材料樣品的橫向斷裂強(qiáng)度。橫向斷裂強(qiáng)度σf的計(jì)算公式為[34]

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

使用MMQ-02G 摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)研究復(fù)合材料的室溫摩擦磨損性能。根據(jù)Archard 磨損模型：材料摩擦后的體積磨損率計(jì)算公式為[35]

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；F為加載的載荷，N。進(jìn)一步地，ΔV可以根據(jù)摩擦前后復(fù)合材料質(zhì)量的損失Δm(單位為g)與材料密度ρ(單位為g/cm3)的比值計(jì)算得到。

復(fù)合材料的磨耗比由國(guó)家磨料磨具質(zhì)量監(jiān)督檢測(cè)中心依據(jù)標(biāo)準(zhǔn)JB/T 3235—2013[36]來(lái)測(cè)量，金剛石復(fù)合材料的磨耗比E計(jì)算公式為

式中：Ms為對(duì)磨件碳化硅砂輪的磨耗量，g；Mj為待測(cè)試樣品的磨耗量，g。測(cè)試過(guò)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(yàn)進(jìn)給總深度5 mm。

2 結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

圖1(a)所示為不同溫度燒結(jié)的Cu40Ni30Fe20 Sn5Ti5/金剛石復(fù)合材料的XRD 圖譜?？梢园l(fā)現(xiàn)，900 ℃燒結(jié)后，有FCC結(jié)構(gòu)的Cu40Ni30Fe20Sn5Ti5黏結(jié)相和金剛石相的存在；950 ℃燒結(jié)后，除了黏結(jié)相和金剛石存在之外，還有輕微的TiC相的峰存在；當(dāng)燒結(jié)溫度升高至1 000 ℃，TiC 相的峰面積變大，說(shuō)明TiC 的含量隨著燒結(jié)溫度的升高而增多，此時(shí)還出現(xiàn)了少量石墨相的峰，說(shuō)明較高的燒結(jié)溫度會(huì)導(dǎo)致金剛石發(fā)生石墨化。

圖1 不同溫度燒結(jié)的Cu40Ni30Fe20Sn5Ti5/金剛石復(fù)合材料的XRD圖譜和金屬與金剛石反應(yīng)的吉布斯自由能與溫度的關(guān)系Fig.1 XRD patterns of Cu40Ni30Fe20Sn5Ti5/diamond composites sintered at different temperatures 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，可根據(jù)熱力學(xué)原理計(jì)算反應(yīng)的吉布斯自由能[37-38]：

根據(jù)式(4)，計(jì)算出了常見(jiàn)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)以及金剛石石墨化過(guò)程如下。

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

金剛石未鍍覆Ti 層時(shí)，制備的復(fù)合材料在950 ℃燒結(jié)后即觀察到石墨相的峰，而本研究中在1 000 ℃燒結(jié)后才有輕微的石墨相的峰出現(xiàn)，說(shuō)明金剛石表面鍍Ti 層后，對(duì)金剛石的石墨化有一定的抑制作用。

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，表征復(fù)合材料的界面顯微組織，結(jié)果分別如圖2和圖3所示。可見(jiàn)：復(fù)合材料黏結(jié)相中各元素分布均勻，金剛石顆粒的形貌保持得比較完整，晶體棱角依舊比較清晰。燒結(jié)溫度從900 ℃逐漸升高至1 000 ℃后，黏結(jié)相與金剛石顆粒之間的界面反應(yīng)逐漸加劇。900 ℃燒結(jié)后，界面處反應(yīng)生成的TiC 很少，幾乎不能檢測(cè)到。950 ℃燒結(jié)后，TiC 層的厚度約為0.7 μm。燒結(jié)溫度升高至1 000 ℃，TiC 層的厚度增加至1.4 μm 左右，且在形貌上更加均勻連續(xù)。

圖2 1 000 ℃燒結(jié)的Cu40Ni30Fe20Sn5Ti5/金剛石復(fù)合材料界面形貌及成分Fig.2 Interfacial morphology and composition of Cu40Ni30Fe20Sn5Ti5/diamond composites sintered at 1 000 ℃

圖3 不同溫度燒結(jié)的Cu40Ni30Fe20Sn5Ti5/金剛石復(fù)合材料的顯微組織Fig.3 Microstructures of Cu40Ni30Fe20Sn5Ti5/diamond composites sintered at different temperatures

2.2 金剛石石墨化

圖4所示為不同溫度燒結(jié)的Cu40Ni30Fe20Sn5 Ti5/金剛石復(fù)合材料橫向斷裂斷口上金剛石表面的拉曼光譜。由圖4可見(jiàn)：在1 332 cm-1處不同復(fù)合材料的金剛石的峰均很明顯，說(shuō)明燒結(jié)后金剛石的狀態(tài)保持得比較好。950 ℃和1 000 ℃燒結(jié)的復(fù)合材料中金剛石在1 420 cm-1左右出現(xiàn)1 個(gè)微弱的峰[39]，這是由于金剛石內(nèi)的氮雜質(zhì)在[N-V]0中心激發(fā)產(chǎn)生的熒光峰，可以通過(guò)增加或者降低激發(fā)波長(zhǎng)避免這一熒光峰的產(chǎn)生[40]。結(jié)合圖1(a)中1 000 ℃燒結(jié)的復(fù)合材料樣品的XRD 圖譜中觀察到的輕微石墨相的峰可知，只有少量金剛石顆粒發(fā)生石墨化，且程度很輕微。未鍍Ti層的金剛石在950 ℃及以上溫度燒結(jié)制備的復(fù)合材料，金剛石的拉曼光譜中出現(xiàn)了明顯的1 350 cm-1處和1 580 cm-1處的石墨峰。由此發(fā)現(xiàn)，金剛石表面鍍覆的Ti 層可以有效保護(hù)金剛石減少熱損傷，降低石墨化程度。

圖4 不同溫度燒結(jié)的Cu40Ni30Fe20Sn5Ti5/金剛石復(fù)合材料橫向斷裂斷口上金剛石的拉曼光譜Fig.4 Raman spectra of diamond on transverse rupture surface of Cu40Ni30Fe20Sn5Ti5/diamond composites sintered at different temperatures

2.3 力學(xué)性能

圖5(a)所示為不同溫度燒結(jié)的復(fù)合材料的密度和硬度。由圖5(a)可知：隨著燒結(jié)溫度從900 ℃逐漸升高至1 000 ℃，復(fù)合材料的密度和硬度均先增大后減小，950 ℃燒結(jié)的復(fù)合材料具有最大的密度8.01 g/cm3和最大的硬度(HB)491.2。對(duì)于900 ℃燒結(jié)的復(fù)合材料，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(shí)，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，使兩相界面產(chǎn)生化學(xué)結(jié)合，減小界面孔隙，復(fù)合材料的致密度得到提高。當(dāng)燒結(jié)溫度繼續(xù)升高至1 000 ℃時(shí)，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。相比普通金剛石制備的復(fù)合材料，表面鍍覆Ti 層后的金剛石燒結(jié)的復(fù)合材料的密度和硬度均有不同程度的提高，其最大增幅分別為4.78%和6.91%。

圖5 不同溫度燒結(jié)的Cu40Ni30Fe20Sn5Ti5/金剛石復(fù)合材料的密度和硬度以及黏結(jié)相、復(fù)合材料的橫向斷裂強(qiáng)度和黏結(jié)系數(shù)Fig.5 Density and hardness and transverse rupture strength and bonding coefficient of Cu40Ni30Fe20Sn5Ti5/diamond composites sintered at different temperatures

對(duì)不同溫度燒結(jié)的復(fù)合材料進(jìn)行抗彎強(qiáng)度測(cè)試，橫向斷裂強(qiáng)度結(jié)果如圖5(b)所示。由圖5(b)可知：隨著燒結(jié)溫度從900 ℃逐漸升高至1 000 ℃，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。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。相比未鍍覆Ti 層的金剛石，在相同的燒結(jié)工藝和測(cè)試條件下，900、950和1 000 ℃燒結(jié)制備的復(fù)合材料的橫向斷裂強(qiáng)度均得到了提高。

為了對(duì)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)概念[41]：

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。不同溫度燒結(jié)的復(fù)合材料的黏結(jié)系數(shù)結(jié)果如圖5(b)所示。從圖5(b)可見(jiàn)：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，于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)。

金剛石與黏結(jié)相的線熱膨脹系數(shù)相差很大，甚至呈現(xiàn)數(shù)量級(jí)的差異，在復(fù)合材料燒結(jié)升溫和冷卻過(guò)程中，會(huì)導(dǎo)致材料整體內(nèi)應(yīng)力增大，尤其是黏結(jié)相與金剛石的界面處，應(yīng)力達(dá)到最大值[42]。復(fù)合材料在彎曲變形過(guò)程中，界面處產(chǎn)生應(yīng)力集中而成為微裂紋萌生的引發(fā)點(diǎn)，微裂紋之間相互連接并形成主裂紋[43]。主裂紋傾向于在復(fù)合材料的軟區(qū)，即合金黏結(jié)相內(nèi)擴(kuò)展，造成黏結(jié)相基體先斷裂[44]。裂紋繼續(xù)向前擴(kuò)展，當(dāng)裂紋尖端擴(kuò)展到金剛石顆粒時(shí)，受到金剛石的阻擋。于900 ℃燒結(jié)的復(fù)合材料，黏結(jié)相和金剛石界面反應(yīng)微弱，生成的TiC層很薄，界面結(jié)合強(qiáng)度低，弱界面的存在誘使裂紋擴(kuò)展，即裂紋在消耗較少的能量下便沿著金剛石表面繼續(xù)擴(kuò)展，最終導(dǎo)致復(fù)合材料的斷裂。所以，在斷口上，可以看到金剛石顆粒形貌較為完整且鑲嵌在黏結(jié)相內(nèi)，如圖6(a)所示。隨著燒結(jié)溫度升高至950 ℃，金剛石表面鍍覆的Ti層與金剛石反應(yīng)生成的TiC顆粒增多且分散在金剛石表面，并且沿一定的晶體取向在黏結(jié)相中生長(zhǎng)，有效地增加了黏結(jié)相與金剛石的接觸面積，從而提供了更多的互鎖位點(diǎn)，提高了界面結(jié)合強(qiáng)度。當(dāng)兩相的界面結(jié)合強(qiáng)度大于金剛石顆粒的強(qiáng)度時(shí)，擴(kuò)展到金剛石表面的裂紋則不改變擴(kuò)展方向，直接穿過(guò)界面進(jìn)入金剛石顆粒內(nèi)，最終發(fā)生斷裂，如圖6(b)所示。當(dāng)燒結(jié)溫度達(dá)到1 000 ℃時(shí)，金剛石與黏結(jié)相界面處生成大量的TiC 脆性相，且TiC層較厚，復(fù)合材料彎曲變形時(shí)，裂紋擴(kuò)展到黏結(jié)相與金剛石的界面并穿過(guò)TiC 層，造成TiC 剝落，從而引起金剛石和黏結(jié)相的脫黏，削弱了界面結(jié)合，復(fù)合材料的橫向斷裂強(qiáng)度降低[44]。在斷口處可以看到金剛石形貌仍然較為完整，但有殘余的TiC 顆粒黏附在金剛石表面，如圖6(c)所示。復(fù)合材料在彎曲變形過(guò)程中，隨著載荷的增加，金剛石顆粒經(jīng)歷與黏結(jié)相的脫黏、拔出、斷裂等過(guò)程，最終材料中出現(xiàn)大量的貫穿性裂紋，導(dǎo)致復(fù)合材料斷裂。

圖6 不同溫度燒結(jié)的Cu40Ni30Fe20Sn5Ti5/金剛石復(fù)合材料橫向斷裂斷口形貌和裂紋擴(kuò)展示意圖Fig.6 Transverse fracture morphology and sketch of crack propagation of Cu40Ni30Fe20Sn5Ti5/diamond composites sintered at different temperatures

2.4 摩擦磨損行為

2.4.1 摩擦因數(shù)與磨損率

圖7(a)所示為復(fù)合材料在摩擦過(guò)程中的摩擦因數(shù)隨時(shí)間的變化以及不同復(fù)合材料的平均摩擦因數(shù)。由圖7(a)可知：復(fù)合材料的摩擦因數(shù)趨于穩(wěn)定后，不同溫度燒結(jié)的復(fù)合材料穩(wěn)態(tài)平均摩擦因數(shù)在0.025～0.038 之間，均比未鍍Ti 層金剛石制備的復(fù)合材料的摩擦因數(shù)低。

圖7 不同溫度燒結(jié)的Cu40Ni30Fe20Sn5Ti5/金剛石復(fù)合材料的摩擦磨損行為Fig.7 Friction and wear behavior of Cu40Ni30Fe20Sn5Ti5/composites sintered at different temperatures

不同復(fù)合材料的體積磨損率和磨耗比結(jié)果如圖7(b)所示。由圖7(b)可知：隨著燒結(jié)溫度的升高，復(fù)合材料的體積磨損率先減小后增大，在950 ℃時(shí)具有最小值。在Si3N4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(shí)，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，復(fù)合材料在承受載荷的過(guò)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(shí)，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(shí)，黏結(jié)相對(duì)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)溫度繼續(xù)升高至1 000 ℃時(shí)，部分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；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，當(dāng)燒結(jié)溫度在1 000 ℃時(shí)，復(fù)合材料的體積磨損率稍有增大。金剛石表面鍍覆Ti 層后的復(fù)合材料的體積磨損率，相比于未鍍Ti 層金剛石制備的復(fù)合材料的體積磨損率，均有不同程度的降低，降幅最大量可達(dá)31.50%。隨著燒結(jié)溫度從900 ℃逐漸升高至1 000 ℃，復(fù)合材料的磨耗比先增大后減小，于950 ℃燒結(jié)的復(fù)合材料具有最大的磨耗比，為10.22×103，此時(shí)的復(fù)合材料磨損性能最好。此外，鍍覆Ti 層的金剛石復(fù)合材料的磨耗比，比相同溫度燒結(jié)的未鍍覆Ti 層的金剛石復(fù)合材料的磨耗比，均有不同程度的提高，其中，于900 ℃燒結(jié)的復(fù)合材料的磨耗比提升最多，增幅達(dá)到40%。

金剛石鍍覆Ti 層后，制備的復(fù)合材料體積磨損率降低、磨耗比提高，主要原因是Ti 鍍層優(yōu)化了金剛石與黏結(jié)相的界面反應(yīng)，提高了結(jié)合強(qiáng)度，使得黏結(jié)相對(duì)金剛石磨粒的把持能力提高，金剛石在磨損過(guò)程中不會(huì)輕易脫落；此外，表面Ti 鍍層抑制了金剛石的石墨化，降低了金剛石的熱損傷，從而提高了金剛石的磨損效率。

2.4.2 磨損形貌

不同溫度燒結(jié)的Cu40Ni30Fe20Sn5Ti5/金剛石復(fù)合材料的表面磨損形貌如圖8所示。由圖8(a)可知：在900 ℃燒結(jié)的復(fù)合材料磨損表面，有清晰的Si3N4磨球摩擦后形成的犁溝狀磨痕，且磨痕較深。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，SiO2與被磨除的硬質(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。950 ℃燒結(jié)的復(fù)合材料在摩擦過(guò)程中，黏結(jié)相與金剛石的界面結(jié)合強(qiáng)度提高，金剛石有較好的出露情況，能較好地抵擋Si3N4球的壓應(yīng)力和摩擦剪切應(yīng)力，復(fù)合材料具有良好的耐磨性，此時(shí)，磨損表面磨痕較淺，整體呈現(xiàn)出平滑形貌，如圖8(b)所示。圖8(c)中存在犁溝和磨粒，與圖8(a)相比，數(shù)量更少、深度更淺，說(shuō)明磨損情況比圖8(a)中輕微；但與圖8(b)相比，表面的磨損情況則更嚴(yán)重。

金剛石表面鍍覆Ti 層后，強(qiáng)化了與黏結(jié)相的結(jié)合，未出現(xiàn)金剛石顆粒達(dá)到最大出露高度前即脫落的情況，金剛石的出露高度比未鍍覆Ti 層時(shí)的出露高度高，這些表現(xiàn)均提高了金剛石工具的磨損效率。此外，復(fù)合材料的磨損表面未出現(xiàn)黏結(jié)相的層剝和脫落現(xiàn)象，降低了體積磨損率，磨損類型主要是磨粒磨損，可延長(zhǎng)工具的服役壽命。

3 結(jié)論

1)多主元合金/金剛石復(fù)合材料在燒結(jié)過(guò)程中，金剛石表面鍍覆的Ti 元素與金剛石在界面處發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，生成了更加連續(xù)致密的TiC化合物，且TiC層與金剛石結(jié)合得更緊密，提高了金剛石磨粒與黏結(jié)相的界面結(jié)合強(qiáng)度。

2)金剛石表面鍍覆Ti 層后，由于黏結(jié)相和金剛石界面結(jié)構(gòu)的優(yōu)化和結(jié)合強(qiáng)度的提高，燒結(jié)制備的復(fù)合材料具有更高的致密度、硬度和橫向斷裂強(qiáng)度等力學(xué)性能。

3)金剛石表面鍍覆的Ti 層可以有效保護(hù)金剛石減少熱損傷，降低石墨化程度；并且金剛石晶體的完整性和摩擦?xí)r的出刃情況更好，發(fā)揮出更好的磨損作用，提高了復(fù)合材料的磨損效率，具有更高的磨耗比。

4)金剛石表面鍍覆Ti 層后，復(fù)合材料摩擦后的體積磨損率明顯減低，磨損機(jī)制主要是磨粒磨損。