黃 凱，蔣日鵬,李曉謙,3，李瑞卿，張立華

(1 中南大學(xué) 輕合金研究院，長沙 410083；2 中南大學(xué) 高性能復(fù)雜制造國家重點實驗室,長沙 410083；3 中南大學(xué) 機電工程學(xué)院，長沙 410083)

鋁基復(fù)合材料由于具有低密度、高比模量、高硬度、優(yōu)異的熱穩(wěn)定性和耐磨性等特點，被廣泛地應(yīng)用于航空航天、汽車制造、國防軍工等領(lǐng)域[1-5]。其中，耐磨性是鋁基復(fù)合材料實現(xiàn)應(yīng)用化的一個重要指標[6]?；魰躁柕萚7]研究了高硅鋁合金及其原位復(fù)合材料干滑動磨損性能和機制，發(fā)現(xiàn)在相同的條件下，復(fù)合材料的磨損量明顯低于高硅鋁合金的磨損量，且隨著顆粒體積分數(shù)的增大，復(fù)合材料的磨損量減小。翟秋亞等[8]研究了Al2O3纖維增強鋁基復(fù)合材料干滑動磨損機制，發(fā)現(xiàn)在干滑動摩擦條件下，復(fù)合材料的磨損率隨著Al2O3纖維的增加而急劇下降，當(dāng)體積分數(shù)為9%時達到最小值，而后會有所回升。Sharma等[9]研究了SiCP對ZA-27鋁基復(fù)合材料干滑動摩擦行為的影響，發(fā)現(xiàn)SiCP復(fù)合材料的磨損率低于合金基體，并且材料的硬度和耐磨性隨著SiCP含量的提高而增加。張潔等[10]研究了SiCP尺寸對SiCP/Cu基復(fù)合材料耐磨性能的影響，發(fā)現(xiàn)不同尺寸的SiCP顆粒作為增強體都能明顯提高Cu基復(fù)合材料的耐磨損性能，并且隨著SiCP顆粒尺寸增加，SiCP/Cu基復(fù)合材料的耐磨性能大幅度提高；以微米級SiCP制備的SiCP/Cu基復(fù)合材料的耐磨性能最佳。張永振等[11]研究了高速干摩擦條件下鋁基復(fù)合材料的摩擦磨損行為，發(fā)現(xiàn)隨著速度和接觸壓力的增加，摩擦副的摩擦因數(shù)顯著降低；接觸壓力越高，材料的摩擦磨損性能差異越小。Jiang等[12]通過粉末冶金和原位合成技術(shù)制備了Al-5%Si-Al2O3(質(zhì)量分數(shù))復(fù)合材料，并研究該材料的磨損性能，發(fā)現(xiàn)隨著載荷增大，試樣的磨損量和摩擦因數(shù)均增加，隨著滑動速率的增大，試樣的磨損量和摩擦因數(shù)均減小。顆粒團聚一直是制備復(fù)合材料過程中無法避免的難題，因為顆粒團聚直接影響材料的力學(xué)性能。前人研究了載荷、滑動速率、顆粒尺寸和含量對復(fù)合材料摩擦性能的影響，但對復(fù)合材料中顆粒團聚影響研究較少。本工作將制備的TiB2/2A14鋁基復(fù)合材料重熔，進行不同的超聲工藝處理，研究超聲處理工藝對復(fù)合材料的微觀組織和耐磨性能的影響，并分析其磨損機制。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料及制備

本實驗選用航空用2A14鋁合金作為復(fù)合材料的基體，化學(xué)成分由SPECTRO-SPECTROMAXx電火花直讀光譜儀測試，其結(jié)果見表1。反應(yīng)鹽為化學(xué)純級的氟鈦酸鉀(K2TiF6)、氟硼酸鉀(KBF4)粉末，助熔劑是氟鋁酸鈉(Na3AlF6)粉末。首先稱取500g的2A14鋁合金放入石墨坩堝，用電阻爐加熱至820℃，反應(yīng)鹽的質(zhì)量按照Ti/B原子比1∶2稱取，根據(jù)經(jīng)驗，助溶劑的質(zhì)量為反應(yīng)鹽總質(zhì)量的10%。然后，在300℃的電阻爐中預(yù)熱稱取好的混合鹽粉末1h，待鋁熔體溫度穩(wěn)定在820℃左右，加入預(yù)熱的混合鹽，同時添加機械攪拌，反應(yīng)時間為30min。反應(yīng)結(jié)束后，撤掉攪拌裝置，扒渣，待熔體溫度降至720℃，澆注至預(yù)熱的鋼制模具冷卻，獲得復(fù)合材料預(yù)制樣。再將復(fù)合材料預(yù)制樣用電阻爐加熱至720℃熔化，加入超聲振動，超聲處理工藝參數(shù)見表2。超聲處理結(jié)束后，將熔體澆注至鋼制模具，得到最終的復(fù)合材料樣品。

表1 2A14鋁合金化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)/%)Table 1 Chemical compositions of 2A14 aluminum alloy(mass fraction/%)

表2 TiB2/2A14鋁基復(fù)合材料和基體的制備工藝參數(shù)及顯微硬度Table 2 Technological parameters of preparation and microhardness of TiB2/2A14 aluminum matrix composites and matrix

1.2 實驗方法

采用UMT-2多功能摩擦試驗機進行摩擦磨損實驗，采用往復(fù)式摩擦實驗裝置進行室溫干滑動摩擦磨損實驗。摩擦副為直徑6mm的440C鋼球，硬度為62HRC。測試材料為15mm×15mm×3mm的塊狀樣，樣品磨損表面經(jīng)過1000目砂紙打磨后拋光。實驗滑動速率為0.05m/s，往復(fù)距離為10mm，實驗時間為30min。在上述實驗條件下，研究不同載荷(20，30，40，50N)對基體合金和不同超聲時間處理(0，30，60，120s)的復(fù)合材料的磨損率和摩擦因數(shù)的影響。磨損質(zhì)量用Sartorius BSA 124S精密分析天平測量，精度為0.1mg，磨損率K用試樣的磨損質(zhì)量m與摩擦行程L表示，見式(1)：

(1)

采用MIRA3 TESCAN掃描電子顯微鏡觀察樣品磨損后的表面形貌，并分析其磨損機制。

2 結(jié)果與分析

2.1 復(fù)合材料的微觀形貌和物相分析

圖1為2A14基體合金及復(fù)合材料的SEM顯微組織形貌。圖1(a)是2A14基體合金的微觀形貌圖，從圖中可以看出有明顯的粗大網(wǎng)狀A(yù)l2Cu相。圖1(b)～(e)是TiB2/2A14復(fù)合材料的微觀形貌，由于TiB2顆粒的存在，改變了Al2Cu的微觀形貌，Al2Cu相由光滑變?yōu)榇植?，圖1(b)是未經(jīng)超聲處理的復(fù)合材料，圖中顆粒沿Al2Cu相分布，且顆粒團聚嚴重，經(jīng)過超聲工藝處理后，顆粒團聚現(xiàn)象逐步減弱。從圖1(e)中發(fā)現(xiàn)，當(dāng)超聲處理120s時，復(fù)合材料中顆粒均勻地分布于Al2Cu相附近和基體內(nèi)，團聚現(xiàn)象基本消失。

圖1 2A14基體合金及TiB2/2A14復(fù)合材料的SEM顯微組織圖(a)2A14基體合金;(b)未經(jīng)超聲處理的復(fù)合材料;(c)超聲處理30s的復(fù)合材料;(d)超聲處理60s的復(fù)合材料;(e)超聲處理120s的復(fù)合材料Fig.1 SEM microstructures of 2A14 matrix alloy and TiB2/2A14 composites (a)2A14 matrix alloys;(b)composites without UVT;(c)composites with UVT for 30s;(d)composites with UVT for 60s;(e)composites with UVT for 120s

圖2是TiB2/2A14復(fù)合材料的X射線衍射圖譜，圖中有明顯的Al，Al2Cu，TiB2衍射峰，因此復(fù)合材料中主要的物相為Al，Al2Cu和TiB2。TiB2相的存在，說明通過原位混合鹽反應(yīng)成功地制備了2A14/TiB2復(fù)合材料。

圖2 TiB2/2A14復(fù)合材料的X射線衍射圖譜Fig.2 XRD patterns of TiB2/2A14 composites

2.2 顯微硬度

表2是不同超聲處理工藝參數(shù)下2A14/TiB2復(fù)合材料的顯微硬度，由表可知，復(fù)合材料的硬度隨著超聲處理時間的增加而呈現(xiàn)增大的趨勢。2A14基體的硬度值為64HV，當(dāng)超聲處理120s時，復(fù)合材料硬度值達到126HV，約為基體硬度值的2倍。這是由于在超聲作用下，有利于增強體顆粒分散于基體中，提高顆粒與基體的結(jié)合力。TiB2顆粒具有高硬度特性，當(dāng)硬度計的壓頭作用于試樣時，基體受到的壓力會傳遞給增強體顆粒，從而提高了復(fù)合材料的硬度。材料的硬度與耐磨性有一定關(guān)系，通常材料的硬度越高，材料的耐磨性能越好[13]。

2.3 摩擦磨損性能

2.3.1 磨損率

圖3是基體合金和復(fù)合材料的磨損率隨載荷變化的曲線圖。由圖3可知，隨著載荷的增加，基體和復(fù)合材料的磨損率總體呈現(xiàn)增大的趨勢，但復(fù)合材料的磨損率整體要低于基體合金。超聲處理有利于降低復(fù)合材料的磨損率，當(dāng)超聲處理時間為0s和30s時，復(fù)合材料的磨損率與基體相接近，而且在載荷為30，40N處磨損率卻高于基體。導(dǎo)致出現(xiàn)這種現(xiàn)象的主要原因如下：一是由于原位反應(yīng)生成的顆粒團聚現(xiàn)象嚴重，顆粒與基體的結(jié)合能力弱，當(dāng)受到載荷作用時，顆粒容易從基體中剝落，形成研磨顆粒，加劇了復(fù)合材料的磨損；二是由于超聲作用時間短暫，超聲桿加入時會破壞熔體表面的氧化膜，氧化膜和空氣會被卷入熔體內(nèi)部，形成氧化夾雜缺陷，污染顆粒與基體的結(jié)合界面，降低結(jié)合強度，在磨損實驗過程中，夾雜缺陷與基體中脫落的顆粒也會加劇復(fù)合材料的磨損。當(dāng)超聲處理時間增加至120s，在超聲的空化效應(yīng)和聲流效應(yīng)的協(xié)同作用下，氧化夾雜均勻地分散于復(fù)合材料熔體中，顆粒團聚現(xiàn)象基本消失。當(dāng)載荷為50N時，復(fù)合材料的磨損率為4.56×10-5g/m,而基體合金的磨損率為7.94×10-5g/m，磨損率僅為基體合金的57.43%。同時均勻分散的顆粒提高了材料的硬度，抑制了磨損亞表面的基體合金在載荷作用下的塑性流變，減小了復(fù)合材料和對磨件之間的黏著磨損。細小分散的顆粒與基體結(jié)合作用強，降低了顆粒從基體脫落的概率，提高了復(fù)合材料抵抗黏著和塑性變形的能力，從而提高復(fù)合材料的耐磨性[14]。

圖3 不同載荷下基體合金和復(fù)合材料的磨損率Fig.3 Wear rate of matrix alloy and composites with different loads

2.3.2 摩擦因數(shù)

圖4是2A14基體和復(fù)合材料在不同載荷下的平均摩擦因數(shù)，由圖可知，基體和復(fù)合材料的摩擦因數(shù)隨著載荷的增大呈現(xiàn)下降的趨勢。根據(jù)摩擦二項式定律可得[15]：

(2)

式中：f是摩擦因數(shù)；α和β分別為摩擦表面的物理和力學(xué)性能決定的參數(shù)；A和W分別表示實際接觸面積與法向載荷。實驗指出：對于由塑性材料組成的摩擦副，表面處于塑性接觸狀態(tài)，實際接觸面積A與法向載荷W成比例關(guān)系，因而式(2)中摩擦因數(shù)f與載荷大小無關(guān)。而對于表面接觸處于彈性變形狀態(tài)的摩擦副，實際接觸面積與法向載荷的2/3成正比例關(guān)系，式(2)中的摩擦因數(shù)f與載荷大小成負相關(guān)，摩擦因數(shù)隨著載荷的減小而增大。此外，載荷的增加，導(dǎo)致接觸面溫度升高，會加速其表面氧化膜的形成，從而降低摩擦因數(shù)。復(fù)合材料的摩擦因數(shù)整體低于基體合金，這是由于耐磨的TiB2顆粒引入后，減少了Al基體和對磨件之間的接觸面積，減小了復(fù)合材料與對磨件之間的黏著作用，有利于降低復(fù)合材料的摩擦因數(shù)。顆粒的團聚、氣孔等組織缺陷也會影響復(fù)合材料的摩擦因數(shù)，造成摩擦因數(shù)變化異常。超聲處理30s的復(fù)合材料的摩擦因數(shù)不穩(wěn)定，在較高的載荷(40，50N)條件下，甚至超過了未經(jīng)超聲處理的復(fù)合材料。這是由于施加超聲桿時會破壞熔體表面原有的氧化膜，空氣和破碎的氧化膜會隨著超聲桿卷入熔體內(nèi)部，超聲作用時間短暫，超聲空化產(chǎn)生的微射流與空化泡不能及時將熔體內(nèi)部的氣體排出，也不能將氧化夾雜均勻分散，降低了顆粒與基體的結(jié)合能力。顆粒脫離基體后，就會參與基體與對磨件之間的摩擦，使得摩擦行為變成三體磨損，進一步破壞磨損表面，加劇摩擦損失，導(dǎo)致摩擦因數(shù)變大，表現(xiàn)出較差的磨損性能[16]。隨著超聲作用時間增加至60，120s，復(fù)合材料的摩擦因數(shù)穩(wěn)定地降低。這是由于當(dāng)超聲作用時間增加后，有利于促進顆粒的均勻分布、強化顆粒與基體的界面結(jié)合，因此顆粒與對磨件之間的摩擦作用變小，磨粒磨損對摩擦力的作用也會變小，從而降低摩擦因數(shù)。這與Zhang等[17]的研究結(jié)果一致。

圖4 不同載荷下基體合金和復(fù)合材料的摩擦因數(shù)Fig.4 Friction coefficient of matrix alloy and compositeswith different loads

圖5 40N載荷下不同超聲處理時間的復(fù)合材料的摩擦因數(shù) (a)0s;(b)30s;(c)60s;(d)120sFig.5 Friction coefficient of composites with UVT for different time under 40N load (a)0s;(b)30s;(c)60s;(d)120s

圖5是40N載荷下不同超聲處理時間的復(fù)合材料的摩擦因數(shù)隨時間變化的曲線圖。由于試樣的摩擦實驗面經(jīng)過砂紙打磨、拋光，表面光滑，所以實驗開始數(shù)秒內(nèi)，摩擦因數(shù)很低，但隨著摩擦面變粗糙后，摩擦因數(shù)迅速增大。隨后，由于對偶件壓頭運行穩(wěn)定，初始磨損面經(jīng)摩擦變光滑后，摩擦因數(shù)快速下降，在磨損跑合階段，摩擦因數(shù)波動很大，這是由于磨損表面快速被破壞導(dǎo)致的[18]。磨損跑合階段結(jié)束后，摩擦因數(shù)波動小，整體趨于穩(wěn)定。由圖5可知，經(jīng)過超聲處理的復(fù)合材料的摩擦因數(shù)均低于未經(jīng)超聲處理的，而且隨著超聲處理時間的增加，復(fù)合材料更快到達穩(wěn)定磨損階段，

達到提高材料使用壽命的目的。

2.4 磨損形貌與機理分析

圖6是滑動速率為0.01m/s、載荷為40N時的基體合金和復(fù)合材料摩擦表面的SEM圖。由圖6可知，基體和復(fù)合材料是以黏著磨損和磨料磨損共同作用的磨損機制。圖6(a)中存在大面積的剝落坑、少量的碎屑和犁溝，這是由于基體合金的硬度低，摩擦過程中產(chǎn)生的熱量使基體表面層的溫度升高而軟化變形，在磨損表面形成了具有犁削作用的凸起黏著點，隨著摩擦過程的進行，黏著點不斷累積增大，在剪切力的作用下，加劇了基體鋁合金表面的剝落，表面因磨削作用而撕裂脫落產(chǎn)生大面積的剝落坑，因此基體以黏著磨損為主[16]。圖6(b)中出現(xiàn)磨損嚴重的剝落層和犁溝，這是由于復(fù)合材料中的顆粒團聚嚴重，顆粒與基體結(jié)合強度差，在受到載荷作用時，團聚的顆粒會從基體中脫落，成為研磨顆粒，加劇磨損，產(chǎn)生較深的犁溝和大量的塑性變形，從而形成大面積的剝落坑[19]。圖6(c)中，復(fù)合材料磨損表面的剝落坑面積和深度相對減小，犁削作用加強，復(fù)合材料的耐磨性有所提高。圖6(d)中，復(fù)合材料的磨損表面比較平整，沒有明顯的剝落坑，并發(fā)現(xiàn)了因磨粒切削作用形成的具有清晰輪廓的犁溝，在犁溝邊緣存在著因犁削作用擠壓而形成的白色隆起平行線狀的塑性變形區(qū)，同時還發(fā)現(xiàn)了黑色黏附物，黏著磨損和磨粒磨損特征明顯[20]。圖6(e)中，復(fù)合材料的磨損表面與圖6(d)相比，剝落坑面積小、深度小，犁溝較深，犁溝邊緣附近也存在著塑性變形，但磨損表面上未發(fā)現(xiàn)黑色黏著物，因此磨粒磨損特征顯著。綜上，基體和復(fù)合材料的磨損機制主要表現(xiàn)為磨粒磨損和黏著磨損，隨著超聲處理時間的增加，復(fù)合材料的磨損面變得光滑平整，耐磨性逐漸增強，磨粒磨損特征更明顯。這是因為：超聲消除了顆粒的團聚和組織缺陷，促進了顆粒與基體的緊密結(jié)合，減弱了對磨件對復(fù)合材料表面的切削損傷，提高了復(fù)合材料抗剪切應(yīng)變能力，有利于在摩擦表面形成轉(zhuǎn)移膜，減少復(fù)合材料摩擦表面的黏著區(qū)域，因此磨損表面的黏著脫落區(qū)域和數(shù)量均減小。圖6(f)是圖6(b)中A區(qū)域的高倍放大圖，在圖6(f)中選取磨粒B進行EDS能譜分析，結(jié)果如圖7所示，證明了由于原位TiB2顆粒的存在，復(fù)合材料的耐磨性能得到提高。

圖6 載荷為40N時基體和不同超聲處理時間的復(fù)合材料磨損表面的SEM圖(a)基體合金；(b) 未經(jīng)超聲處理；(c)超聲處理30s；(d)超聲處理60s；(e)超聲處理120s；(f)圖(b)中A區(qū)域的放大圖Fig.6 SEM micrographs of the worn surface of the matrix alloy and composites with UVT for different time under 40N load (a)matrix alloy;(b)composites without UVT;(c)composites with UVT for 30s;(d)composites with UVT for 60s;(e)composites with UVT for 120s;(f)high magnification image of zone A in fig.(b)

圖7 復(fù)合材料磨損表面中磨粒的EDS分析Fig.7 ESD analysis of the abrasive particles in composites wear surface

3 結(jié)論

(1)通過混合鹽原位反應(yīng)和超聲輔助制備3%TiB2/2A14(體積分數(shù))鋁基復(fù)合材料，反應(yīng)徹底、充分，沒有中間合金相生成。

(2)超聲能夠分散顆粒團聚，改善顆粒分布狀態(tài)，強化顆粒與基體的結(jié)合強度，因此隨著超聲時間的增加，復(fù)合材料的耐磨性和硬度逐漸增強。在本實驗條件下，超聲處理時間為120s的復(fù)合材料，其硬度值最大，約為基體合金的2倍，而磨損率最低，當(dāng)載荷為50N時，其磨損率為4.56×10-5g/m，而基體合金在該載荷下的磨損率為7.94×10-5g/m，復(fù)合材料的磨損率約為基體合金的57.43%。

(3)基體和復(fù)合材料的摩擦因數(shù)隨著載荷的增大，有下降的趨勢，同時，復(fù)合材料的摩擦因數(shù)隨著超聲處理時間的增加，也有下降的趨勢，摩擦因數(shù)曲線更快進入穩(wěn)定磨損階段。

(4)基體和復(fù)合材料的磨損機制主要是以黏著磨損和磨粒磨損的混合磨損，隨著超聲處理時間的增加，復(fù)合材料逐漸轉(zhuǎn)化為以磨粒磨損為主的磨損機制。