梁維中， 李宗澤， 孟君晟， 陳永生， 胡海亭

(黑龍江科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，哈爾濱150022)

0 引 言

近年來，由于塊狀非晶合金具有高強(qiáng)度及高硬度等優(yōu)異力學(xué)性能［1－4］，使其成為研究熱點(diǎn)之一。摩擦磨損性能作為其重要指標(biāo)一直受到人們廣泛關(guān)注，其中不乏W 基［5］、Fe 基［6－7］、Zr 基［8］、Cu 基［9－11］和Ti基［12］的摩擦磨損研究。研究發(fā)現(xiàn)，非晶復(fù)合材料晶化體積分?jǐn)?shù)對(duì)耐磨性有一定影響。Fe 基非晶復(fù)合材料晶化體積分?jǐn)?shù)小于10%，比非晶材料有更高的耐磨性，其原因是增加了有塑性的晶體相。當(dāng)晶化體積分?jǐn)?shù)大于20%出現(xiàn)黏著磨損時(shí)，耐磨性變差［6］。研究證實(shí)，冷卻速度改變對(duì)非晶合金磨損性能有很大影響。冷卻速度快可使樣品具有高的摩擦系數(shù)和磨損率，且磨損表面更粗糙，這是因?yàn)樾纬筛嗟淖杂审w積促進(jìn)剪切帶的形成，提高塑性、減小耐磨性［13］。由于CuZrAl 三元體系塊體非晶具有較大的玻璃形成能力、低的成本和優(yōu)異的力學(xué)性能，使其更可能應(yīng)用到實(shí)際生產(chǎn)中。因此，文中研究固定冷卻速度下CuZrAlNb 非晶復(fù)合材料的摩擦磨損性能。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

成分(原子數(shù)分?jǐn)?shù)，%)為Cu48－xZr48Al4Nbx(x=3，3.4)的合金鈕扣錠在Ti 吸氣及Ar 氣保護(hù)中，采用電弧爐熔煉制備。金屬的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為99.9%。合金錠重熔四次以確?；瘜W(xué)成分均勻。直徑為3 mm和長(zhǎng)45 mm 塊體非晶及其復(fù)合材料棒在純Ar氣中通過滴鑄銅模的方式制成。合金結(jié)構(gòu)表征采用日本理光D/MAX － RB 型X 射線衍射儀(XRD)，Cu－K輻射，特征波長(zhǎng)λ =0.154 05 nm。顯微組織分析使用MX2600 型掃描電鏡(SEM)。

采用HIT－II 型摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行實(shí)驗(yàn)。將試樣固定在試驗(yàn)機(jī)上，安裝試樣的上部結(jié)構(gòu)處于相對(duì)靜止不動(dòng)，下部安裝的摩擦對(duì)偶在平面內(nèi)做高速圓周運(yùn)動(dòng)。摩擦對(duì)偶選用直徑64 mm、厚5 mm 的圓塊，材料為GCr15 (回火硬度12 GPa)。摩擦樣品直徑3 mm、高度10 mm，摩擦速度為0.687 m/s、時(shí)間為1 h，摩擦方式為干摩擦。

每次實(shí)驗(yàn)前，摩擦對(duì)偶及試樣在丙酮溶液中超聲波清洗，去除表面污漬。磨損質(zhì)量損失采用萬分之一精密電子天平測(cè)量，以磨損前后的質(zhì)量損失來表征材料的耐磨性，精確值為0.1 mg。摩擦系數(shù)數(shù)據(jù)直接從計(jì)算機(jī)上讀取。使用MX2600 型掃描電鏡(SEM)觀察磨損形貌。

2 結(jié)果與分析

2.1 顯微組織及相組成分析

圖1 給出了Cu48－xZr48Al4Nbx合金顯微組織形貌。圖1a 為Cu44.6Zr48Al4Nb3.4的SEM 形貌，非晶基體上分布少量直徑50 μm 以下的球形晶體相;圖1b為Cu45Zr48Al4Nb3的SEM 形貌，球狀晶化相均勻分布在非晶基體上，直徑在30～150 μm，相比圖1a，其晶化相數(shù)量較多。

圖1 Cu48－xZr48Al4Nbx 合金顯微組織形貌Fig．1 Microstructures of Cu48－xZr48Al4Nbx alloy

圖2 為Cu48－xZr48Al4Nbx合金的XRD 圖譜。

圖2 Cu48－xZr48Al4Nbx 合金XRD 圖譜Fig．2 XRD patterns of Cu48－xZr48Al4Nbx alloy

從圖2 可知，Cu45Zr48Al4Nb3晶體相為立方體CuZr 相，但圖譜還體現(xiàn)了非晶的漫散射峰特征，所以，Cu45Zr48Al4Nb3為CuZr 晶體相均勻分布的非晶復(fù)合材料。Cu44.6Zr48Al4Nb3.4沒有晶體峰存在，只有非晶的漫散峰，其近似非晶合金。

2.2 磨損形貌分析

圖3 為Cu48－xZr48Al4Nbx合金摩擦磨損后形貌。由圖3a 可見，低倍下Cu45Zr48Al4Nb3磨損區(qū)存在許多長(zhǎng)條狀剝落坑。放大剝落坑，發(fā)現(xiàn)坑內(nèi)存在許多白色顆粒(圖3b 白色箭頭)，其主要磨損機(jī)制為黏著磨損并伴隨著磨粒磨損。大量剪切變形促使形成更多的自由體積，從而使復(fù)合材料發(fā)生軟化，并在剝落坑附近產(chǎn)生軟化變形［14－15］，體現(xiàn)塑性變形特征(圖3b 黑色箭頭)。圖3c 為Cu44.6Zr48Al4Nb3.4磨損形貌，低倍下仍然存在剝落坑。但局部放大，可見明顯裂紋、不規(guī)則片層剝落坑和從材料表面剝落物在往復(fù)運(yùn)動(dòng)中被碾碎而形成的片狀磨屑黏著在基體表面［15］，體現(xiàn)明顯的黏著磨損特征(圖3d)。摩擦系數(shù)的高低與摩擦過程中磨粒和硬質(zhì)粗糙對(duì)摩擦副造成的犁削和粗糙表面的變形等因素有關(guān)［16］。存在許多白色磨粒，并有明顯的粗糙表面變形(圖3b)，這些都可能導(dǎo)致非晶復(fù)合材料的摩擦系數(shù)變大。

圖3 Cu48－xZr48Al4Nbx 合金摩擦磨損后形貌Fig．3 SEM micrographs of worn surfaces of Cu48－xZr48Al4Nbx alloy

2.3 摩擦磨損性能分析

圖4 所示為Cu48－xZr48Al4Nbx合金摩擦系數(shù)隨時(shí)間變化關(guān)系和兩種合金耐磨系數(shù)對(duì)比。由圖4a可見，隨著摩擦?xí)r間增加，摩擦系數(shù)μ 有較大變化，稱此階段為低摩擦系數(shù)區(qū)(I 區(qū))，Cu45Zr48Al4Nb3為0～35 min，Cu44.6Zr48Al4Nb3.4為0～30 min，摩擦系數(shù)隨摩擦?xí)r間增加而增大;摩擦?xí)r間繼續(xù)增加，摩擦系數(shù)增加速度趨于平緩，在一定范圍內(nèi)波動(dòng)較小，稱此階段為高摩擦系數(shù)區(qū)(II 區(qū))，Cu45Zr48Al4Nb3為35～60 min，Cu44.6Zr48Al4Nb3.4為30～60 min。Cu45Zr48Al4Nb3和Cu44.6Zr48Al4Nb3.4的平均摩擦系數(shù)分別為0.29 和0.25。高摩擦系數(shù)區(qū)摩擦系數(shù)略有偏差，原因可能是長(zhǎng)時(shí)間摩擦使溫度升高，非晶合金與復(fù)合材料發(fā)生軟化，輕微黏附在摩擦對(duì)偶和實(shí)驗(yàn)材料上，促使摩擦系數(shù)增大，同時(shí)由于材料表面存在剝落現(xiàn)象，形成新的接觸面，導(dǎo)致摩擦系數(shù)減小。

在測(cè)得塊體非晶合金摩擦系數(shù)的同時(shí)，測(cè)得了材料的質(zhì)量磨損量Δm。Nb 原子數(shù)分?jǐn)?shù)為3%時(shí)，磨損量為1.0 mg，Nb 原子數(shù)分?jǐn)?shù)為3.4%時(shí)，磨損量為1.8 mg。隨著Nb 含量增加，質(zhì)量磨損量呈增加趨勢(shì)。耐磨系數(shù)W 可用式(1)算得:

式中，W——耐磨系數(shù)，cm－3;

ΔV——體積變化量，cm3;

ρ——密度，g/cm3;

Δm——質(zhì)量變化量，mg。

圖4 Cu48－xZr48Al4Nbx 合金摩擦系數(shù)與耐磨系數(shù)Fig．4 Friction coefficient and wear-resistantcoefficient of Cu48－xZr48Al4Nbx alloy

Cu45Zr48Al4Nb3和Cu44.6Zr48Al4Nb3.4的密度分別為0.329 和0.334 g/cm3，由式(1)可知，耐磨系數(shù)越大、磨損質(zhì)量越小，材料的耐磨性能越好。如圖4b 所示，非晶復(fù)合材料Cu45Zr48Al4Nb3耐磨系數(shù)明顯大于Cu44.6Zr48Al4Nb3.4，即Cu45Zr48Al4Nb3的耐磨性能要好于Cu44.6Zr48Al4Nb3.4。

3 結(jié) 論

(1)Cu45Zr48Al4Nb3為CuZr 晶體相均勻分布的非晶復(fù)合材料;Cu44.6Zr48Al4Nb3.4為非晶合金。

(2)耐磨性能與材料的組織形態(tài)有關(guān)。非晶復(fù)合材料Cu45Zr48Al4Nb3的耐磨性能優(yōu)于非晶態(tài)Cu44.6Zr48Al4Nb3.4合金，Cu45Zr48Al4Nb3摩擦系數(shù)為0.29，Cu44.6Zr48Al4Nb3.4摩擦系數(shù)為0.25。

(3)Cu45Zr48Al4Nb3為黏著磨損并伴隨磨粒磨損，產(chǎn)生塑性變形，Cu44.6Zr48Al4Nb3.4只有黏著磨損特征。

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