金属陶瓷复合材料不仅具有金属材料良好的塑性和韧性，还具有陶瓷材料的高硬度和强耐磨^[1–3]，在航空航天、石油化工、能源开发等领域有着广泛的应用^[4–6]。316L不锈钢是典型的奥氏体不锈钢，具有较高的强度、良好的塑韧性和耐蚀性^[7]。随着现代工业的发展，高端工业领域对不锈钢材料的性能有更高要求，除了自身优异的性能，还需要具有高硬度、强耐磨、耐高温、抗压等性能^[8]，因此，在316L不锈钢基体中增加陶瓷增强相是一种很好的选择。Al₂O₃增强ZrO₂（alumina reinforced zirconia，ARZ）陶瓷具有良好的韧性和强度，且与不锈钢热膨胀系数相接近，二者化学相容性较好，可作为一种陶瓷增强颗粒与316L不锈钢一起制备金属陶瓷复合材料。粉末冶金技术制备复合材料成本可控、工艺简单，且复合材料晶粒细小、均匀，陶瓷颗粒分散均匀性好，成分含量可调控，制备的复合材料综合了基体与增强体的优异性能^[9–10]，不但具有金属材料的塑性和韧性，还具有陶瓷材料硬度高^[11]、耐磨性好等优点^[12–13]。本文采用粉末冶金技术制备了ARZ陶瓷颗粒增强316L不锈钢（316L不锈钢/ARZ）复合材料，重点研究ARZ体积分数对陶瓷颗粒分布的影响，以及对复合材料相对密度、硬度、摩擦磨损性能的影响，并讨论了复合材料的磨损机理，得出最佳ARZ陶瓷添加量，为金属陶瓷复合材料的制备提供理论支持。

1.   实验材料及方法

1.1   复合材料的制备

选择水雾化法制备的316L不锈钢粉（纯度为99.8%）作为基体材料，粉体形貌为球形，粒度主要集中在10～30 μm。ARZ陶瓷颗粒中Al₂O₃与ZrO₂的质量比为3:7，ARZ粒度主要集中在1～2 μm，两种粉末微观形貌如图1所示。

图  1  原料粉末微观形貌：（a）ARZ；（b）316L不锈钢

Figure  1.  Morphology of the raw material powders: (a) ARZ; (b) 316L stainless steels

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采用粉末压制方法制备316L不锈钢/ARZ复合材料。选取ARZ陶瓷粉末体积分数为0、20%、40%和60%，加入硬脂酸锌作为粘结剂（质量分数为3%），充分研磨使得三种粉末混合均匀。将混合均匀的复合粉末置于不锈钢模具中压制成形，压制力为1000 MPa，压制速度为1 mm∙min⁻¹，保压时间为3 min。将316L不锈钢/ARZ压制坯体在真空烧结炉中进行脱脂和烧结。烧结是坯体致密化的过程，直接决定了样品的组织与性能，因此选择合理的烧结工艺至关重要。潘超梅^[14]通过比较不同烧结温度下的孔隙率研究316L不锈钢的最佳烧结温度，最终得出其合适的烧结温度为1340～1380 ℃。向不锈钢中添加陶瓷颗粒后，不锈钢做为基体起到包裹陶瓷颗粒的作用，复合材料的烧结温度由低熔点的基体决定，因此本文选择烧结温度为1370 ℃。316L不锈钢/ARZ坯料脱脂、烧结升温曲线如图2所示，650 ℃之前为脱脂阶段，升温速率为2 ℃∙min⁻¹，并在200 ℃保温30 min，在650 ℃保温60 min，这是因为脱脂阶段需要缓慢进行，升温速度过快会导致粘结剂快速排出，造成样品开裂；随后以4 ℃∙min⁻¹升温到1270 ℃，保温60 min，再以2 ℃∙min⁻¹速度升到1370 ℃并保温120 min。

图  2  316L不锈钢/ARZ坯料脱脂烧结升温曲线

Figure  2.  Debinding and sintering temperature curve of the 316L stainless steel/ARZ billets

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1.2   实验方法

利用光学显微镜和扫描电镜（scanning electron microscope，SEM）观察316L不锈钢/ARZ复合材料组织形貌；通过阿基米德排水法计算复合材料实际密度，称重（精度0.1 mg）后得出复合材料相对密度；采用洛式硬度计测量复合材料硬度；使用销盘磨损表征复合材料摩擦磨损性能，选择Al₂O₃陶瓷球作为对磨件，施加载荷10 N，旋转速度为250 r∙min⁻¹，环境温度为20～25 ℃，设定摩擦时间30 min。摩擦磨损实验前后，在无水乙醇中超声清洗摩擦块试样表面，烘干后计算磨损前后样品质量，最后利用公式K=V/(S∙F)计算体积磨损率，其中K表示体积磨损率，V表示体积损失，可通过损失的质量和密度得出，S表示总位移路程，F表示加载载荷。

2.   结果与分析

2.1   显微组织和密度分析

图3为添加不同体积分数ARZ的复合材料扫描电子显微形貌。从图3可以看出，ARZ陶瓷颗粒均匀的分布于不锈钢基体中，成为增强相。随着ARZ陶瓷颗粒体积分数的增加，陶瓷颗粒存在一定程度的团聚现象，如图3（d）放大图所示。ARZ体积分数越高，团聚现象越明显，这是由于在粉末压制过程中，316L不锈钢粉末与陶瓷粉末塑性差别较大，在相同载荷与压下量情况下，二者变形程度不一致，因此造成了陶瓷颗粒的团聚现象。

图  3  含不同体积分数ARZ复合材料扫描电子显微形貌：（a）0；（b）20%；（c）40%；（d）60%

Figure  3.  SEM images of the composites with the different volume fraction of ARZ: (a) 0; (b) 20%; (c) 40%; (d) 60%

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为了更好的研究复合材料界面结合情况，选择含有ARZ体积分数为40%的复合材料，使用扫描电镜放大界面结合处，图4为复合材料界面放大图以及能谱（energy disperse spectroscope，EDS）表征。由图4可知，在高倍数放大情况下仍然观察不到界面结合处存在裂纹等缺陷，另外由能谱分析得知，基体与增强相之间存在元素扩散，这说明复合材料界面结合良好。

图  4  含有体积分数40%ARZ的复合材料界面放大图及能谱面扫图

Figure  4.  Magnified view and the EDS mapping images of the composites interface with the ARZ volume fraction of 40%

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图5为含不同体积分数ARZ复合材料的相对密度。从结果可以看出，未添加ARZ的316L不锈钢样品的相对密度为97.24%，添加体积分数20%的ARZ后，316L不锈钢/ARZ复合材料相对密度与基体几乎一样，为97.53%。但是，继续增加ARZ添加量，复合材料的相对密度快速下降。这是因为在316L不锈钢粉末压制过程中坯体会留下大量闭孔，这些闭孔在烧结过程中无法与外界联通，残留至烧结结束，当加入ARZ陶瓷颗粒后，由于充分的研磨，粒度较小的陶瓷颗粒会填充到原来不锈钢的闭孔位置，在一定程度上提高了复合材料的相对密度，因此添加20%体积分数的ARZ后复合材料相对密度并无下降，反而略有升高。在含体积分数40%和60%ARZ的复合材料中，由于陶瓷颗粒团聚现象加剧，在1370 ℃烧结温度下无法将ARZ陶瓷烧结致密化，在团聚的陶瓷颗粒中明显可见孔洞的存在，如图3（d）中放大图所示，这在一定程度上导致复合材料相对密度下降。

图  5  含不同ARZ体积分数的复合材料相对密度

Figure  5.  Relative density of the composites with the different volume fraction of ARZ

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2.2   硬度及磨损性能

图6为含不同体积分数ARZ的复合材料洛式硬度。从图6可知，复合材料的硬度随ARZ陶瓷含量的增加而增加，当ARZ体积分数达到60%时，复合材料硬度达到最大值HRB 96.8。这是因为ARZ陶瓷颗粒的硬度远远大于不锈钢基体，ARZ陶瓷作为复合材料中的增强相，会提高复合材料的硬度。除此之外，洛氏硬度是一种宏观硬度表征方法，除了与构成复合材料各组元硬度有关之外，还与复合材料相对密度密切相关。当陶瓷颗粒的含量到达一定值，陶瓷颗粒有不同程度的团聚，在1370 ℃烧结无法使ARZ陶瓷颗粒烧结致密，导致材料的相对密度下降，理论上硬度会有一定程度的减小，但此时颗粒增强带来的硬度增加大于相对密度下降带来的硬度减小，因此复合材料的整体硬度仍然呈现上升趋势。

图  6  含不同体积分数ARZ复合材料的硬度

Figure  6.  Hardness of the composites with the different volume fraction of ARZ

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图7为在相同的磨程和环境温度下，含有不同体积分数ARZ的复合材料在10 N载荷下的体积磨损率。由图7可知，在相同的载荷下，复合材料的体积磨损率随着ARZ陶瓷含量的增加而减小。ARZ体积分数为20%时磨损率较基体减小了约35%，而当ARZ体积分数继续增加到40%时，磨损率下降更加明显，为20%ARZ体积分数的47%，当ARZ的体积分数达到60%时，复合材料的磨损率较ARZ体积分数为40%的复合材料下降33%，这说明随着ARZ体积分数的增加，复合材料磨损率的下降趋势渐渐平缓。

图  7  含有不同体积分数ARZ的复合材料的体积磨损率

Figure  7.  Volume wear rate of composites with different volume fraction of ARZ

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图8为10 N载荷下含不同体积分数ARZ复合材料的摩擦系数。在摩擦过程开始阶段，当对磨件Al₂O₃陶瓷球与样品表面接触时，由于材料表面不平，接触仅发生在微凸体之间，在相对滑动与施加载荷作用下，接触点处的复合材料发生塑性变形和剪切变形。Al₂O₃球硬度大于复合材料，复合材料表面的微凸体容易在剪切力下发生断裂，此过程中摩擦系数主要受原始面粗糙度影响，波动较大。随着摩擦过程的进行，复合材料表面趋于光滑，这时样品与对磨件从点接触变为点面接触，接触面积的增大使得黏着增大。摩擦系数的提高可归因于磨损过程中表面黏附断裂的减少，造成表面材料去除率的减少。当较硬的Al₂O₃球表面微凸体在较软的复合材料上摩擦时，复合材料接触面上每一点均承受剪切力的作用，发生一定程度的犁削作用，在磨损表面形成沟槽、碎片和分层，这些特征是由塑性变形和疲劳断裂的综合作用形成的。然而如图9所示，ARZ颗粒的引入使得复合材料在磨损过程中并没有造成严重的损伤。

图  8  含不同体积分数ARZ复合材料的摩擦系数

Figure  8.  Friction coefficient of the composites with the different volume fraction of ARZ

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图  9  含不同体积分数ARZ复合材料的磨损形貌：（a）0；（b）20%；（c）40%；（d）60%

Figure  9.  Wear morphology of the composites with the different volume fraction of ARZ: (a) 0; (b) 20%; (c) 40%; (d) 60%

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2.3   磨损机理分析

图9为含不同体积分数ARZ复合材料磨损形貌。从图中可以看出，摩擦接触面积随着ARZ体积分数的增加而增大，这是因为更多的硬质ARZ颗粒与Al₂O₃对磨件接触，导致其磨损量增加，由点面接触渐渐变为面面接触。随着ARZ含量的增加，犁沟越来越浅，这与体积磨损率随着ARZ含量的增加而减小的结果一致。加入的ARZ颗粒起到增强相的作用，直接承受摩擦过程中的压应力与剪切力，一定程度上保护了316L不锈钢基体不再被摩擦剥落。在预摩擦过程结束后，与Al₂O₃对磨件接触的既有316L不锈钢基体又有ARZ颗粒，当316L不锈钢承受载荷发生塑性变形时，由于与之相连的是ARZ陶瓷颗粒硬质相，无法缓解载荷，因此316L不锈钢颗粒先被磨损剥落，使得ARZ颗粒突出表面，留下大量的剥落坑。此时，在正常的载荷作用下，突出表面的ARZ陶瓷颗粒主要承受载荷，这也说明了ARZ颗粒与基体结合良好可有效地承受外界载荷^[15]。将含体积分数40%ARZ的复合材料磨损面放大，观察到露出表面的ARZ颗粒，如图9（c）所示。表1为图9（c）放大图对应的能谱分析，由表1可知，该区域中主要成分为ARZ陶瓷，316L不锈钢的含量大大减小，这表明磨损机理主要为316L不锈钢的剥落。另外在该区域中Al元素含量较高，这是因为当提高复合材料中ARZ体积分数时，作为对磨件的Al₂O₃陶瓷球磨损量增大，磨屑掉落所致。

表  1  图9（c）放大图中能谱分析（质量分数）

Table  1.  EDS analysis of the enlarged view in Fig.9(c) %

Al	Zr	Fe	Cr	O
16.03	31.90	1.75	3.75	46.57

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316L不锈钢起着支持ARZ颗粒的作用。由于是ARZ颗粒与Al₂O₃陶瓷球接触并发生相对滑动，当316L不锈钢被摩擦剥落后，此时由突出表面的ARZ颗粒承受载荷，而ARZ颗粒被支持在316L不锈钢基体上，由于基体的高韧性，易于发生法向与切向变形，所以此时因磨损发生的剥落断裂现象减少，磨损量有所减小。当ARZ体积分数增大时，剥落的316L不锈钢减少，随着摩擦过程的进行，将会有更多的ARZ颗粒与Al₂O₃陶瓷球接触，因此ARZ体积分数越高，复合材料对载荷的增大越不敏感。

3.   结论

（1）ARZ陶瓷颗粒与316L不锈钢界面结合良好，复合材料无开裂缺陷。

（2）当ARZ体积分数为20%时，复合材料相对密度达到97.53%，与基体相当；当ARZ体积分数为40%和60%时，复合材料的相对密度明显低于基体。复合材料的硬度随着ARZ陶瓷含量的增加而增加，当ARZ体积分数为60%时，硬度达到最大值HRB 96.8。

（3）加入ARZ陶瓷颗粒会显著提高复合材料的耐磨性，磨损机理主要为316L不锈钢颗粒的剥落。

（4）随着ARZ陶瓷的添加，复合材料硬度与耐磨性均得到提高，但当ARZ体积分数高于40%后，复合材料孔隙率增加明显，这也将影响材料实际服役效果。文中ARZ最佳添加量为体积分数20%。