王發(fā)輝，劉 瑩

（南昌大學機電工程學院，南昌330031）

0 引 言

纖維增強陶瓷基復合材料因具有優(yōu)異的耐高溫、抗氧化性、耐磨損及熱穩(wěn)定性能［1］，作為高溫摩擦材料具有廣闊的應用前景。增強纖維是摩擦材料中重要的組元之一，其對摩擦材料的力學性能和摩擦磨損性能具有重要影響［2］。目前，摩擦材料中常用的增強纖維主要為鋼纖維，其在半金屬摩擦材料、甚至是銅基粉末冶金摩擦材料中也取得了良好的效果［3－6］。但鋼纖維存在易生銹、銹蝕后出現(xiàn)粘著或刮傷對偶的問題，使得摩擦材料的制動性能不穩(wěn)定，磨損也較大。硅酸鋁陶瓷纖維具有密度低、耐高溫和抗氧化能力強等特點，以其作為增強纖維來增強陶瓷基復合材料的研究受到了眾多學者的關注［7］。有研究認為添加硅酸鋁纖維能夠降低Al2O3－SiO2系陶瓷基復合材料的脆性，并提高其強度和熱穩(wěn)定性能［8］。此外，硅氧鋁陶瓷纖維能夠顯著提高樹脂基摩擦材料的抗熱衰退性能［9］，當添加質(zhì)量分數(shù)為5%～10%時，摩擦材料具有較好的摩擦和磨損性能［10］。然而，硅酸鋁陶瓷纖維韌性較差，而鋼纖維作為一種金屬纖維，其韌性較高，如果將鋼纖維和硅酸鋁陶瓷纖維混雜來增強陶瓷基摩擦材料，就可以起到互補作用，其摩擦磨損性能可能會更好，但該方面的相關研究還很少。因此，作者以廉價且來源廣泛的氧化鋁、粘土和鉀長石為原料，采用熱壓燒結方法制備了鋼纖維和硅酸鋁纖維混雜增強的陶瓷基復合材料，考察了硅酸鋁纖維含量對其摩擦磨損性能的影響，并分析了磨損機理。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

陶瓷基復合材料的陶瓷基體原料由氧化鋁（江都市新晶輝特種耐火材料有限公司）、粘土（武鋼集團礦業(yè)有限責任公司焦作礦）和鉀長石（臨湘市天信礦石有限公司）組成，其顆粒大小分別為120～150，80μm和45μm，質(zhì)量配比為29∶20∶15，以45μm碳化硅（淄博國凱鋁業(yè)有限公司）、75μm鱗狀石墨（山東省南墅石墨礦）和還原鐵粉（上海紀東粉末冶金廠生產(chǎn)并過200目篩）作為摩擦調(diào)節(jié)劑，其質(zhì)量配比為1∶1∶1；以鋼纖維（珠海大正金屬纖維有限公司，D3－52F型，等效直徑為60～180μm，長度為1～3mm）和硅酸鋁纖維（山東魯陽有限公司，直徑5～10μm，長度3～5mm）作為增強材料。

在保持陶瓷基體組分、鋼纖維及摩擦調(diào)節(jié)劑相對比例不變（16∶6∶3）的前提下，分別加入質(zhì)量分數(shù)為0%，8%，16%，24%的硅酸鋁陶瓷纖維。用精密天平稱量各組分后，用LVH－0.1型高速混料機混料，混料時間為15min，然后在混料中添加質(zhì)量分數(shù)為1.7%的聚乙烯醇溶液，攪拌均勻，最終將混料烘干。用YX32－500型油壓機在25MPa壓制力下壓制成尺寸為200mm×100mm×10mm的樣塊，并在氮氣作保護氣氛的DGNL－300型多功能燒結爐中于1 100℃燒結，壓力為2MPa，保溫2h，最后將燒結體機加工成尺寸為25mm×25mm×6mm的試樣。

1.2 試驗方法

采用XD－MSM型自動控制定速摩擦磨損試驗機測摩擦磨損性能，對偶摩擦盤為45鋼，其硬度為35～45HRC，轉速恒定為480r·min－1，載荷為1 225N，依照 GB 5763—2008 測定在100，150，200，250，300，350 ℃的摩擦因數(shù)和磨損率；利用HR－150DT型洛氏硬度計測試樣的硬度；試樣切割成尺寸為20mm×20mm×10mm的板材，按照GB／T 2611—2007，采用 WAW型液壓萬能試驗機測抗剪強度；將磨損后試樣的磨損表面在108MANUAL型真空鍍膜儀上鍍金，時間為40s，采用ZEISS型場發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）觀察磨損表面的形貌。

2 試驗結果與討論

2.1 硬度與抗剪強度

由表1可見，隨硅酸鋁纖維含量的增加，復合材料的硬度逐漸增大，而其抗剪強度則先升后降，在硅酸鋁纖維含量為8%（質(zhì)量分數(shù)，下同）時達到最大值，與未加硅酸鋁纖維的相比提高了50%；當硅酸鋁含量達到24%時，抗剪強度最低，與未加入硅酸鋁纖維的相比降低了18.7%。

由圖1可以看出，當硅酸鋁纖維含量為8%時，纖維與陶瓷基體界面結合較好，所以復合材料的抗剪強度較高；硅酸鋁纖維含量增大至24%時，纖維在基體中分散不均勻，出現(xiàn)局部聚積，與陶瓷基體界面結合弱，因此纖維的增強效果減弱，復合材料的抗剪強度降低。

表1 不同硅酸鋁纖維含量復合材料的硬度與抗剪強度Tab.1 Hardness and shear strength of composites with different aluminium－silicate fibers contents

2.2 摩擦磨損性能

從圖2可以看出，硅酸鋁纖維含量對復合材料摩擦因數(shù)的影響較為明顯，添加了硅酸鋁纖維的復合材料在各個溫度下的摩擦因數(shù)均高于未添加硅酸鋁纖維復合材料的，且其摩擦因數(shù)隨硅酸鋁纖維含量的增加而增大。值得注意的是，當硅酸鋁纖維含量為8%時，其摩擦因數(shù)隨溫度升高先降后升，且在100℃時為0.44，而到350℃時就恢復到了0.42，這表明該材料具有較好的高溫抗熱衰退性能。

由圖2還可知，當摩擦溫度在100～250℃時，不同硅酸鋁纖維復合材料的磨損率均隨溫度升高以緩慢的速度增大，且磨損量均低于0.6×10－7cm3·（N·m）－1，屬輕微磨損；當摩擦溫度超過250℃后，磨損率都劇烈增加，說明發(fā)生了嚴重磨損。需要注意的是，摩擦溫度低于200℃時，添加了硅酸鋁纖維復合材料的磨損率均低于未添加硅酸鋁纖維復合材料的；摩擦溫度高于250℃后，添加了硅酸鋁纖維復合材料的磨損率均高于未添加硅酸鋁纖維復合材料的，這說明添加硅酸鋁纖維能夠提高陶瓷基復合材料在低溫下的耐磨性能，但對其在較高溫度下的耐磨性能不利。

由圖3對比可以看出，隨著硅酸鋁纖維含量的增加，復合材料的磨損表面逐漸變得粗糙不平。在摩擦過程中，復合材料磨損表面上的高強度增強纖維起主要的承載作用［11］。未添加硅酸鋁纖維時，磨損表面上的鋼纖維起主要承載作用，磨合一段時間后，鋼纖維產(chǎn)生塑性變形，并涂覆、鑲嵌在磨損表面上，使磨損表面相對較平滑［12］，因此摩擦表面相對滑動阻力減小，摩擦因數(shù)較低。當加入硅酸鋁纖維后，磨損表面上鋼纖維與硅酸鋁纖維共同承擔載荷作用，由于硅酸鋁纖維脆性大，不易塑性變形，在摩擦力作用下易發(fā)生脆性斷裂、脫落，從而使得磨損表面變得粗糙，摩擦表面相對滑動阻力增大，摩擦因數(shù)增大，且硅酸鋁含量越大，斷裂、脫落的纖維越多，其摩擦因數(shù)增大越明顯。

從圖3（a）還可以看出，其摩擦表面除了出現(xiàn)平行于摩擦方向的犁溝痕跡外，還存在較大的剝落凹坑，并且剝落凹坑周圍產(chǎn)生了較明顯的微裂紋。分析認為，在摩擦壓力和溫度的連續(xù)作用下，摩擦表面將形成不穩(wěn)定的壓力場和溫度場［13］；又由于復合材料中各組分的熱膨脹系數(shù)有所差異，使得受熱摩擦表面層、亞表層中不同區(qū)域的熱膨脹率不同，導致摩擦表面產(chǎn)生了熱應力微裂紋。微裂紋的存在將使摩擦表面在摩擦力作用下被撕裂并且局部剝落，形成剝落坑，從而加速材料的脆性脫落，部分脫落后的顆粒在摩擦表面起到磨料作用，刮擦摩擦表面，出現(xiàn)犁溝痕跡。因此，對未含有硅酸鋁纖維的復合材料，其磨損形式主要是脆性脫落和疲勞磨損，并伴有磨粒磨損。

由圖3還可見，當添加8%硅酸鋁纖維時，摩擦表面上存在粘著坑，這意味著此時摩擦材料產(chǎn)生了明顯的粘著磨損。當硅酸鋁纖維含量為16%時，摩擦表面上出現(xiàn)了一些大小不等的剝落坑，并且摩擦表面有少量裸露的纖維存在。當硅酸鋁纖維含量增至24%時，摩擦表面除了有較明顯的剝落坑之外，裸露的纖維增多；由于硅酸鋁纖維較脆，在摩擦力作用下，裸露于摩擦表面上的纖維易剝落，尤其是與摩擦表面平行的增強纖維更易從陶瓷基體中剝落，并與周圍發(fā)生塑性變形的陶瓷基體一起剝落，從而產(chǎn)生剝落坑。隨著硅酸鋁纖維含量的增加，其在陶瓷基體中分散得越不均勻，更易團聚，使得硅酸鋁纖維與陶瓷基體界面結合性能弱，剝落出現(xiàn)的可能性增大，從而因纖維剝落引起的磨損也越大。此外，硅酸鋁纖維的導熱性低于鋼纖維的，添加硅酸鋁纖維必定會減少摩擦表面鋼纖維的相對含量，導致復合材料熱傳導性能降低，摩擦溫度越高，摩擦表面瞬間溫度相對也越高，根據(jù)“相親相容”原則［14］，摩擦表面中鋼纖維與對偶摩擦盤越易發(fā)生粘著而形成粘著磨損，材料的抗粘著磨損能力降低，加劇了材料的磨損。綜合分析可知，高溫下粘著磨損為含硅酸鋁纖維復合材料的主要磨損形式。

3 結 論

（1）隨硅酸鋁纖維含量的增加，復合材料的硬度逐漸增大，抗剪強度先增大后減?。焕w維的積聚造成陶瓷基體界面的結合變?nèi)?，是鋼纖維和硅酸鋁纖維混雜增強陶瓷基復合材料力學性能降低的主要原因。

（2）隨著硅酸鋁纖維含量的增加，陶瓷基復合材料的摩擦因數(shù)增大；硅酸鋁纖維的加入能夠提高陶瓷基復合材料在低溫下的耐磨性能，但對其在高溫下的耐磨性不利。

（3）未添加硅酸鋁纖維陶瓷基復合材料的磨損形式主要表現(xiàn)為脆性脫落和疲勞磨損，并伴有磨粒磨損；添加硅酸鋁纖維的陶瓷基復合材料均以粘著磨損為主。

［1］ROSSO M.Ceramic and metal matrix composites：routes and properties［J］.Journal of Materials Processing Technology，2006，175（1／3）：364－375.

［2］AMAR P，MUKESH K，BHABANI K S，et al.Performance sensitivity of hybrid phenolic composites in friction braking：effect of ceramic and aramid fibre combination［J］.Wear，2010，269（11／12）：891－899.

［3］MUKESH K，JAYASHREE B.Role of different metallic fillers in non－asbestos organic（NAO）friction composites for controlling sensitivity of coefficient of friction to load and speed［J］.Tribology International，2010，43（5／6）：965－975.

［4］SEDIGHEH B K A，ALIREZA K，YOSOUF K.Effects of mixing the steel and carbon fibers on the friction and wear properties of a PMC friction material［J］.Applied Composite Materials，2010，17（2）：151－158.

［5］劉愛萍，付華，劉圣華，等.不銹鋼纖維／碳纖維混雜增強聚醚醚銅基摩擦材料的制備與性能［J］.機械工程材料，2007，31（2）：36－39.

［6］樊毅.高摩擦力矩值鋼纖維增強粉末冶金摩擦材料［J］.粉末冶金材料科學與工程，2008，13（3）：177－180.

［7］SCHMüCKER M，KANKA B，SCHNEIDER H.Temperatureinduced fibre／matrix interactions in porous alumino silicate ceramic matrix composites［J］.Journal of European Ceramic Society，2000，20（14／15）：2491－2497.

［8］陳蓓，魏錫文，胡學健.硅酸鋁纖維陶瓷基復合材料的性能研究［J］.重慶大學學報：自然科學版，1997，20（4）：48－53.

［9］韓野，田曉峰，尹衍升.硅氧鋁陶瓷纖維含量對半金屬摩擦材料摩擦磨損性能的影響［J］.摩擦學學報，2008，28（1）：63－67.

［10］閻致恒，蘇堤.鋼纖維與硅氧鋁陶瓷纖維對樹脂基摩擦材料性能的影響［J］.粉末冶金材料科學與工程，2011，16（1）：143－149.

［11］CHAN D，STACHOWIAK G W.Review of automotive brake friction materials［J］.Proceeding／Institution of Mechanical Engineers D：J Automobile Engineering，2004，218：953－966.

［12］王發(fā)輝，劉瑩.鋼纖維對陶瓷基摩擦材料摩擦學性能的影響［J］.摩擦學學報，2012，32（2）：144－149.

［13］PYUNG H，XUAN W.Investigation of temperature and thermal stress in ventilated disc brake based on 3Dthermo－mechanical coupling model［J］.Journal of Mechanical Science and Technology，2010，24（1）：81－84.

［14］鄒軍，周元康，丁旭，等.鋼纖維和氧化鐵粉含量對半金屬摩擦材料摩擦磨損性能的影響［J］.潤滑與密封，2011，36（1）：56－60.