譚 東， 高紅梅， 張士琦， 陸 榮， 李?yuàn)涿?/p>

（中車戚墅堰機(jī)車車輛工藝研究所有限公司，江蘇 常州 213011）

0 前言

汽車、軌道交通列車逐步向高速度、輕量化、低能耗的方向發(fā)展，制動(dòng)盤作為對(duì)行車安全起到重要作用的零部件，其輕量化備受關(guān)注。SiC顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料質(zhì)量輕、硬度高、導(dǎo)熱性能好，具有優(yōu)良的耐磨性能[1]，是替代鋼鐵材料用于制造制動(dòng)系統(tǒng)剎車盤的重要材料[2]。目前，國內(nèi)外主要是通過攪拌鑄造法制備SiC顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料，但是高體積SiC顆粒的引入會(huì)造成鋁合金液體黏度的增大，使成型困難。同時(shí)，熔煉過程中的攪拌容易引入大量的氣體導(dǎo)致金屬基復(fù)合材料內(nèi)部產(chǎn)生氣孔，如果SiC顆粒與鋁合金基體之間缺乏良好的潤濕性，會(huì)導(dǎo)致SiC顆粒在基體中產(chǎn)生大量團(tuán)聚的現(xiàn)象[3]。所以，攪拌鑄造法很難獲得高體積分?jǐn)?shù)的SiC顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料。

攪拌摩擦成型技術(shù)是在攪拌摩擦焊基礎(chǔ)上發(fā)展而來的一種新型成型技術(shù)，攪拌摩擦加工利用旋轉(zhuǎn)的攪拌頭，實(shí)現(xiàn)材料微觀組織的破碎、塑性變形和混合，最終實(shí)現(xiàn)微觀組織的細(xì)化、均勻化和致密化，具有消除組織缺陷和提高力學(xué)性能的作用[4]。由于攪拌摩擦加工過程高效、無污染和成本低，被廣泛的應(yīng)用于材料的微觀組織改性。

本研究將攪拌摩擦成型的方法用于SiC顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的缺陷修復(fù)，對(duì)比缺陷修復(fù)前后產(chǎn)品的力學(xué)性能和摩擦磨損性能。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料為ZL101合金，其化學(xué)成分見表1。采用攪拌鑄造的方式加入20%（體積分?jǐn)?shù)）SiC顆粒，制備成SiC顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料鑄件。鑄件機(jī)加工平整后按照?qǐng)D1裝夾，并對(duì)所裝夾的整個(gè)區(qū)域進(jìn)行攪拌摩擦成型，其工藝參數(shù)為：攪拌頭的旋轉(zhuǎn)速率為950 r/min，橫向進(jìn)給速率為67.5 mm/min，攪拌頭下壓量 0.2 mm，即軸肩后緣壓入材料0.2 mm。高速旋轉(zhuǎn)的攪拌頭緩慢旋入待加工工件，直至攪拌頭軸肩后緣沒入金屬工件；然后在旋入位置停留一段時(shí)間，讓攪拌頭與工件充分的摩擦后，攪拌頭以恒定速率向前移動(dòng)，直至加工完整個(gè)區(qū)域，則將攪拌頭抽離待加工件，攪拌摩擦成型件制備完成。鑄件和攪拌摩擦件分別按照GB/T 13239—2006制成拉伸試樣（圖 2），在萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)上測試?yán)煨阅?，并用掃描電鏡對(duì)斷口形貌進(jìn)行觀察分析。制備成金相試樣，用光學(xué)金相顯微鏡觀察試樣的金相組織。

表1 ZL101合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù) /%）Table 1 Chemical composition of ZL101 alloy (mass fraction /%)

圖1 攪拌摩擦成型示意圖Fig.1 Schematic diagram of friction stir molding

圖2 拉伸試樣示意圖Fig.2 Schematic diagram of tensile specimen

摩擦磨損性能在摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)上完成，分別用鑄態(tài)和攪拌摩擦成型的SiC顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料制備成制動(dòng)盤試樣，用市售的樹脂基合成閘片制備成對(duì)磨試樣。摩擦面積為3.61 cm2，摩擦半徑為33.5 mm，試驗(yàn)選用正壓力分別為0.86、0.78、0.66、0.40 MPa，速率分別為 40、60、80、100、120、135 km/h。

2 顯微組織與力學(xué)性能分析

表2為ZL101-20%SiC合金鑄態(tài)和攪拌摩擦成型后的拉伸性能測試結(jié)果?？梢钥闯觯瑪嚢枘Σ良庸ず笤嚇拥目估瓘?qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率均高于鑄態(tài)的，其中抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別比鑄態(tài)的提高了14%和16%，提高了材料的拉伸性能。

表2 ZL101-20%SiC 合金的拉伸性能Table 2 Tensile properties of ZL101-20%SiC

采用X射線對(duì)鑄態(tài)和攪拌摩擦成型后的樣品進(jìn)行檢測，結(jié)果見圖3?？梢钥吹?，鑄態(tài)試樣缺陷較多（圖3a），攪拌摩擦成型后試樣幾乎看不到缺陷（圖3b）。說明攪拌摩擦成型對(duì)鑄造缺陷有明顯的修復(fù)作用。

圖3 X 射線圖片F(xiàn)ig.3 X-ray image

圖4是ZL101-20%SiC合金鑄態(tài)和攪拌摩擦加工后的金相組織。鑄態(tài)的組織存在較多的鑄造缺陷（圖4a），拉伸過程中這些缺陷附近產(chǎn)生較大的應(yīng)力集中，從而降低力學(xué)性能[5]。攪拌摩擦成型技術(shù)對(duì)鑄造缺陷有明顯的修復(fù)作用，金相組織致密且SiC顆粒分散均勻（圖4c），所以力學(xué)性能要高于鑄態(tài)的。此外還可以看出，攪拌摩擦成型后SiC顆粒尺寸小于鑄態(tài)的，這是由于攪拌摩擦成型的過程中，攪拌頭高速旋轉(zhuǎn)和鋁基復(fù)合材料之間發(fā)生相互剪切，巨大的剪切力使得SiC顆粒被打碎并分散均勻[6]。

圖4 鑄態(tài)和攪拌摩擦成型的試樣金相組織Fig.4 Microstructure of as-cast and friction stir molding specimens

對(duì)比圖4b、圖4d可以看出，攪拌摩擦成型后的ZL101基體晶粒比鑄態(tài)的晶粒細(xì)化了，這是由于攪拌摩擦加工過程中攪拌頭和金屬摩擦產(chǎn)生大量的熱量，使得攪拌區(qū)溫度升高發(fā)生再結(jié)晶，不斷產(chǎn)生再結(jié)晶晶核。由于加工速率較快，攪拌區(qū)受熱時(shí)間較短，再結(jié)晶晶粒只發(fā)生有限的長大，因此攪拌區(qū)形成細(xì)小均勻的再結(jié)晶晶粒[7]。

圖5是鑄態(tài)和攪拌摩擦成型后的斷口宏觀形貌。從低倍形貌上看，鑄態(tài)復(fù)合材料經(jīng)拉伸變形后，斷口上留下許多坑洞，坑洞的大小不一，分布不均勻，在缺陷處呈現(xiàn)脆性斷裂。攪拌摩擦成型后的斷口在宏觀上沒有脆斷痕跡，相比鑄態(tài)的斷口較平坦。圖6是鑄態(tài)和攪拌摩擦成型后斷口的高倍形貌。鑄態(tài)斷口缺陷處的斷口呈現(xiàn)河流花樣（圖6a），非缺陷處的斷口存在韌窩，但是韌窩大小不一，且大尺寸韌窩較多，韌窩較大是由于SiC顆粒尺寸較大。通常大顆粒較小顆粒更易斷裂，原因是其自身可能存在臨界尺寸的裂紋[8]（圖6b）。從高倍形貌上觀察攪拌摩擦成型后的斷口，發(fā)現(xiàn)存在大量的韌窩，韌窩為SiC顆粒拔出或SiC顆粒間的基體塑性變形引起。韌窩中顆粒表面光潔，韌窩內(nèi)部較平滑，表明增強(qiáng)顆粒與基體界面結(jié)合比較弱，導(dǎo)致在拉伸過程中界面脫粘[9]。

圖5 斷口宏觀形貌Fig.5 Macroscopic morphology of fracture surface

圖6 斷口微觀形貌Fig.6 Micromorphology of fracture surface

另外，無論是鑄態(tài)還是攪拌摩擦成型后的試樣，斷口上的SiC顆粒數(shù)目要少于金相照片中的數(shù)目，說明斷裂有避開SiC顆粒的傾向。由位錯(cuò)強(qiáng)化理論可知，位錯(cuò)對(duì)基體的強(qiáng)化作用并未遍及整個(gè)基體，更可能是靠近顆粒的局部區(qū)域，結(jié)果在外力作用下，孔隙或者從較薄弱的基體中形核、生長，或者從結(jié)合不好的界面處生成[10]。

3 摩擦磨損性能分析

摩擦制動(dòng)系統(tǒng)是利用摩擦副相對(duì)運(yùn)動(dòng)時(shí)接觸表面之間所產(chǎn)生的摩擦阻力來達(dá)到制動(dòng)目的，因此摩擦副之間應(yīng)具有穩(wěn)定且合適的摩擦系數(shù)。分別采用鑄態(tài)和攪拌摩擦成型后的SiC顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料試樣進(jìn)行摩擦磨損試驗(yàn)。

圖7為SiC顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料試樣在不同轉(zhuǎn)速下的摩擦系數(shù)、制動(dòng)時(shí)間和最高溫度曲線。由圖7a可知，在不同的壓力下，鑄態(tài)盤與片的摩擦系數(shù)分散性較大，摩擦系數(shù)波動(dòng)范圍為0.37～0.54，而攪拌摩擦成型后盤與片的摩擦系數(shù)較集中，摩擦系數(shù)波動(dòng)范圍為0.39～0.49。從圖7a還能看到，鑄態(tài)盤片和攪拌摩擦成型的盤片在最高壓力為0.86 MPa時(shí)，隨著制動(dòng)初速率升高，摩擦系數(shù)呈下降趨勢，而壓力為 0.78、0.66、0.40 MPa時(shí)，摩擦系數(shù)均先上升再下降。摩擦系數(shù)除了受壓力、速度的影響，還是其他多種因素共同作用的結(jié)果，如材料的熱積累軟化，摩擦熱來不及散失而累積造成溫度升高，對(duì)偶合成閘片在高溫下表面發(fā)生軟化和物質(zhì)轉(zhuǎn)移，在制動(dòng)盤表面形成一層轉(zhuǎn)移膜導(dǎo)致摩擦系數(shù)衰退[11]。

圖7 制動(dòng)性能曲線Fig.7 Curve of braking performance

由圖7b可以看到，隨著制動(dòng)初速度的增加，摩擦系數(shù)呈線性增長。經(jīng)擬合，制動(dòng)時(shí)間與制動(dòng)初速度的關(guān)系可以用 t =0.23v+b來表示，其中：t表示制動(dòng)時(shí)間，s；v表示制動(dòng)初速度，km/h；b是與制動(dòng)壓力相關(guān)的常數(shù)。此外，制動(dòng)時(shí)間還與摩擦系數(shù)相關(guān)，摩擦系數(shù)大則制動(dòng)時(shí)間短。圖7c是制動(dòng)過程中的最高溫度曲線，可以看到，隨著制動(dòng)初速度的增加，制動(dòng)的最高溫度呈線性增長，經(jīng)擬合，制動(dòng)時(shí)間與制動(dòng)初速度的關(guān)系可以用T=0.9v+b來表示，其中：T表示最高制動(dòng)溫度，℃；v表示制動(dòng)初速度，km/h；b是與制動(dòng)壓力相關(guān)的常數(shù)。

摩擦系數(shù)與制動(dòng)壓力相互影響，相互制約，分別將鑄態(tài)和攪拌摩擦成型后的摩擦系數(shù)與壓力的關(guān)系繪制成圖8的曲線?？梢园l(fā)現(xiàn)，鑄態(tài)和攪拌摩擦成型后的摩擦系數(shù)整體看來均存在制動(dòng)衰退的現(xiàn)象[12]，即隨著速率、壓力的增加，摩擦系數(shù)降低。觀察圖8a可以發(fā)現(xiàn)，在低的制動(dòng)初速度40～80 km/h下，隨著制動(dòng)壓力的增加，摩擦系數(shù)先下降，后呈現(xiàn)上升或平緩的趨勢。而在高的制動(dòng)初速度100～135 km/h下，摩擦系數(shù)整體呈穩(wěn)步下降趨勢。這個(gè)規(guī)律在圖8b也有明顯的體現(xiàn)，并且圖8b中制動(dòng)初速度40～80 km/h時(shí)，摩擦系數(shù)穩(wěn)定性更好，隨著制動(dòng)壓力的上升，摩擦系數(shù)幾乎沒有變化。結(jié)合圖7c的溫度曲線可知，一方面，在低速條件下，摩擦副的溫度低于100 ℃，此時(shí)無論是制動(dòng)盤還是合成閘片均不會(huì)出現(xiàn)軟化現(xiàn)象，所以摩擦系數(shù)比較穩(wěn)定；另一方面，鑄態(tài)制動(dòng)盤缺陷的存在會(huì)降低摩擦系數(shù)的穩(wěn)定性。

圖8 制動(dòng)壓力與摩擦系數(shù)的關(guān)系Fig.8 Relationship between braking pressure and friction coefficient

4 結(jié)論

1）采用攪拌摩擦成型技術(shù)修復(fù)SiC顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的鑄造缺陷，攪拌摩擦成型使得材料晶粒細(xì)化，SiC顆粒被打碎并均勻分散在ZL101合金基體上，

2）攪拌摩擦成型顯著提升材料的力學(xué)性能，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別比鑄態(tài)提高14%和16%。

3）經(jīng)攪拌摩擦成型修復(fù)后材料制備成制動(dòng)盤試樣的摩擦系數(shù)的變化區(qū)間在0.39～0.49，而鑄態(tài)材料的摩擦系數(shù)變化區(qū)間在0.37～0.54，攪拌摩擦成型顯著改善了摩擦系數(shù)穩(wěn)定性。