Page 45 - 《摩擦学学报》2021年第2期

190 摩 擦 学 学 报 第 41 卷

谱图中，所有的衍射峰都归属于Ag Nb O (JCPDS#21- NiAl Ni 3 Al
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Ag NbC
1086)，没有其他物相的衍射峰出现，可见所制备得到
Al 2 O 3 +Ag 2 Nb 4 O 11
的白色粉体为纯Ag Nb O [见图1(a)]. 从图1(b~c)的
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SEM照片可以看出，粉体颗粒是由直径约为100~500 nm Intensity/a.u. Bulk
的球形颗粒紧密堆积而成的大的微米级粉体组成.
图2给出了球磨混匀后的NiAl-Ag Nb O 混合粉
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Powder
末和热压烧结后复合材料的XRD谱图. 从混合粉末的
XRD谱图发现，除Ag Nb O 相(JCPDS#21-1 086)外，
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10 20 30 40 50 60 70 80 90
出现了Ag(JCPDS#04-0783)的衍射峰，这表明Ag Nb O 11 2θ/(°)
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在高能球磨过程中发生部分分解，而其他分解产物如 Fig. 2 XRD patterns of NiAl-Ag 2 Nb 4 O 11 mixtured powders
Nb O 衍射峰并未出现，这可归因于此时的Nb O 在温 after ball-milling and composites after sintering
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度低于380 ℃时是无定形结构 . 从热压烧结后复合 图 2 球磨混合后的NiAl-Ag 2 Nb 4 O 11 混合粉末和热压烧结
后复合材料的XRD谱图
材料的XRD谱图可以看出，添加的Ag Nb O 相的衍
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射峰已基本消失，Ag(JCPDS#04-0783)的衍射峰的强 材料的力学性能.

度明显增强，同时出现新相NbC(JCPDS#38-1 364)的 2.2 复合材料的密度和维氏显微硬度
衍射峰，这被归因于在高温热压烧结过程中，Ag Nb O 11 复合材料的密度和显微硬度列于表1中. 可以明
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首先发生完全分解，形成Nb O 和Ag，然后Nb O 与 显看出，由于高温热压烧结过程中NbC(7.6 g/cm )和
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C元素发生高温还原反应，形成NbC相，其中C元素一 Ag(10.49 g/cm )的生成，使得复合材料的密度略有增加，
部分源于高能球磨过程中添加的过程控制剂甲醇，另 但密度值仍远低于多数Ni基合金 [32, 33] . 添加Ag Nb O 11
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一部分源于热压烧结过程中所使用的石墨磨具 ，这 和AgNbO 的复合材料的显微硬度均较NiAl金属间化
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与NiAl-AgNbO 体系中NbC相的形成类似 . 与此同 合物明显升高，其中NABO20复合材料的显微硬度比
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时NiAl金属间化合物基体相也有少量氧化形成的 NiAl金属间化合物提高了11%，这主要归因于烧结过
Al O 和Ni Al相的析出. 程中形成的硬质相NbC，同时NiAl金属间化合物氧化
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图 3给 出 了 NABO20复 合 材 料 的 BSE图 像 和 形成的弥散分布的Al O 也有利于复合材料硬度的提
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EDS分布图. BSE图像清楚地显示出NABO20复合材 高，进而有利于提高材料的耐磨性.

料的显微结构致密，呈现出不同的衬度区域. 根据 2.3 复合材料的摩擦学性能
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EDS分布图和XRD谱图(图2)，可以推断出连续分布的 图4给出了NABO20和NAB20 复合材料在25~
浅灰色区域可能是NiAl和Ni Al基体，黑色和白色区 800 ℃的摩擦稳定阶段的平均摩擦系数[见图(4a)]、
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域分别对应于NbC相和Ag相. 添加的NbC相和金属 NABO20复合材料在25、600和800 ℃时的实时摩擦系
Ag相在基体中的均匀分布，有利于改善NABO20复合 数随滑动时间的变化曲线[见图(4b)]及NABO20和
Ni Ag Nb
5 μm 5 μm 5 μm
Al O C
5 μm 5 μm 5 μm 5 μm

Fig. 3 BSE images and elements distribution maps of NABO20 composite
图 3 NABO20复合材料的BSE图像和EDS分布图