纳微米SiCp/Al-Si复合材料的摩擦磨损性能

 高红霞  王华丽  杨东  吴深  樊江磊．

（1．郑州轻工业学院机电学院；2．西安交通大学材料科学与工程学院）

摘要  通过真空热压烧结工艺制备了单一纳米、单一微米及其混合颗粒增强的Al-Si复合材料，测试了这些颗粒增强Al-Si复合材料的摩擦磨损性能，并分析了其磨损机理。结果表明，与基体材料相比，颗粒增强Al-Si复合材料的体积磨损量明显降低，当纳米SiCp含量为3%时，随着微米SiC，含量的增加，纳微米SiCp/AI-Si复合材料的体积磨损量先减小后增加。当增强颗粒含量为3%的纳米+15%的微米时，复合材料的体积磨损量最小，耐磨性较基体材料提高58. 2%。利用扫描电镜对纳微米SiCp/AI-Si复合材料的磨损形貌进行观察，发现复合材料的磨损机制主要为磨粒磨损。

关键词  纳／微米混合颗粒；铝基复合材料；体积磨损量；磨粒磨损

 与传统的金属材料相比，颗粒增强铝基复合材料因具有制备工艺简单、成本相对较低、性能优良等特点而倍受青睐，是目前国内外研究的热点之一。颗粒的粒度和种类对颗粒增强铝基复合材料的性能具有重要的影响。近年来，研究者也开始了对金属基复合材料的混杂研究。与单一尺度、单一增强颗粒的复合材料相比，多尺度、多种类的颗粒增强铝基复合材料的性能更加优良、均衡。纳米和微米级颗粒对基体的耐磨性强化作用不同，两者结合可以产生更好的强化效果，而SiCp采用纳米与微米混杂增强铝基复合材料摩擦磨损性能的相关研究较少。本课题采用真空热压烧结法制备Al-Si基复合材料，讨论分析SiC陶瓷颗粒纳米及微米级及其混杂增强对复合材料摩擦磨损性能的影响，并探讨了其磨损机理。

1试验材料及方法

1.1试验材料及试样制备方法

  增强相分别为60 nm和80um的SiCp，基体合金采用平均粒径为40 Ym的Al-Si系合金粉末（其主要成分为17. 75%的Si，1.16%的Fe，0.312%的Mg，0.005%的Cu)。试样配方见表1。

  采用真空热压烧结法制备试样。设备选用RYJ-2000型真空烧结压机，烧结压力为30 MPa，烧结温度为460℃，保温时间为3 min，试样尺寸为5 mm×6 mm×26 mm。制备工艺流程见图1。增强颗粒预处理工艺为加热至700℃保温th，第1次真空球磨4h将纳米粉末与基体粉末混合，然后在纳米、微米粉与基体混合时混合粉末里添加微米颗粒进行第2次真空球磨1 h；单一纳米、微米级SiC，与基体粉末的真空球磨分别为4h和1 h。选用xoM-2L型行星式真空球磨机，球磨介质为陶瓷球，转速为220 rlmin，球料比为15：1，将混合粉末装入到石墨模具中，真空热压烧结，得到复合材料试样。

试样金相组织见图2，图2a为O号试样基体的组织，由d固溶体和点状Si组成。图2b为1号试样金相组织，主要由a固溶体和点状Si组成，晶粒大小均匀，较基体晶粒细化。当纳米级SiCp含量为3%，微米级SiCp为10%、15%、20%时，可以看出，随着微米级SiCp含量的增多，SiCp／Al-Si复合材料中的微米级SiCp在基体中出现团聚现象(见图2d～图2f)。

基体合金和复合材料试样的硬度和致密度见表2。

1.2摩擦磨损性能测试方法

试样在MMW-1A立式万能摩擦磨损试验机上进行摩擦磨损试验，对磨材料为45号钢，压力为60 N，转速为100 rlmin，时间为30 min；采用扫描电镜(SEM)观察复合材料的摩擦磨损表面及冲击断口形貌。为便于直观比较不同密度材料的磨损性能，根据相同磨损条件下材料的密度、质量损失，计算出试样体积磨损量△V(mm3)，公式如下：

式中，P.P。、Pm分别试样、增加颗粒、基体合金的密度；a为增强颗粒含量，Am为试样磨损质量损失。

2  试验结果及分析

2.1  复合材料的摩擦磨损性能

图3为6种复合材料的体积磨损量。从图3可以看出，与基体材料相比，颗粒增强铝基复合材料的体积磨损量明显降低，主要因为增强颗粒对基体的硬化作用提高了材料的耐磨性。与单一纳米、微米级SiCp增强复合材料相比，纳米、微米级SiC混杂颗粒增强铝基复合材料的体积磨损量相对较小，主要因为纳米、微米级颗粒的共同作用。微米级颗粒的粒度较大、硬度较高，在复合材料承受磨损时可以看作是硬质点直接承受载荷，对基体起到骨架支撑作用；纳米颗粒的粒度较小，在复合材料中可以起到较好的弥散强化作用。对于纳米、微米级SiC混杂颗粒增强铝基复合材料，当纳米级SiCp含量为3%时，随着微米级SiCp含量从10%增加到20%，铝基复合材料的体积磨损量先减小后增加，微米级SiCp含量为15%时，复合材料的体积磨损量最少，为1. 17m3，耐磨性比基体提高58. 2%。主要是因为微米级SiCp在纳米级颗粒增强复合材料中对基体起到硬化作用和骨架支撑作用，导致纳米、微米级混杂颗粒增强复合材料的硬度增大、体积磨损量下降。但随着微米级SiCp含量增加，微米级增强颗粒在基体中出现团聚现象，见图2f，导致增强颗粒与基体的结合不紧密，当复合材料承受摩擦力时，微米级增强颗粒容易松动、脱落，导致材料体积磨损量变大，同时脱落或破碎的颗粒在材料与对磨块之间滚动，加剧了材料磨损。

2.2磨损形貌与磨损机理分析

图4为5种SiCp增强铝基复合材料磨损表面的SEM图。对比图4a和图4e看出，加入微米级SiCp后复合材料的磨损表面出现较深沟壑，是因为与单一纳米颗粒的硬化作用相比，微米级和纳米级混合颗粒的共同硬化作用使得材料的硬度较大，从而表现为犁沟状的磨粒磨损；另外，加入微米级SiCp后复合材料摩擦表面组织缺陷增多，并且磨损表面的组织缺陷大多分布在微米级SiCp周围，主要是因为微米级SiCp的热膨胀系数与基体合金的热膨胀系数相差较大，经过热压烧结容易在微米级SiCp周围造成热配位错，在摩擦磨损试验中试样与对磨件的摩擦会产生热量，导致微米级颗粒与基体材料的结合处组织缺陷增多。从图4b～图4d中可以看到，随着微米级SiCp含量的增加，复合材料磨损表面的组织缺陷增多，主要是因为随着微米级SiCp含量增加，微米级增强颗粒出现了团聚现象，导致增强颗粒周围的基体组织缩松，另外由于微米级SiCp含量的增加，降低基体材料的连续性，也会导致组织缺陷增多。

 从图4a磨损表面可以看到有撕裂痕迹，说明单一纳米级颗粒复合材料韧性较好，磨损表现为粘着磨损。从图4b～图4d可以看到镶嵌在基体中的纳米级SiCp表面有明显的磨痕，这说明在摩擦过程中纳米级SiCp直接承载，起到保护基体的作用。在摩擦磨损初期，纳米级SiCp包裹在基体合金内部，复合材料的耐磨性能主要由基体耐磨性决定，这个阶段主要是粘着磨损阶段。随着摩擦磨损的进行，当复合材料表层被磨去一定厚度层时，复合材料内部镶嵌的纳米级SiCp裸露出来，并起到硬质点的作用，直接承受载荷，保护基体组织。当纳米级SiCp经过长时间摩擦之后，纳米级SiCp在应力反复作用下会破碎或脱离基体表面，脱落或破碎的颗粒在试样与对磨块之间滚动，加剧了材料磨损，这个阶段主要是磨粒磨损。在图4e中，镶嵌在基体中部破碎的纳米级SiCp，与基体的界面处存在细小的裂纹，经过剧烈摩擦及持续摩擦力作用，裂纹不断生长形成缝隙，最终导致纳米级SiCp脱落。

  微米级和纳米级SiC混杂颗粒增强铝基复合材料在摩擦磨损过程中，微米级SiCp与基体界面的结合强度对复合材料的抗摩擦磨损能力有着决定性作用。图5为4号试样冲击断口形貌。可以看出，断口中基体存在大量的小韧窝，属于塑性断裂，在断裂表面可以看到SiCp表面存在部分断裂现象，这是因为增强颗粒与基体合金之间的结合紧密，完成了载荷由基体向增强颗粒的传递，当外加应力以及位错引起的局部应力达到临界值时，微米级SiCp发生了断裂。这也说明图4中的磨损表面上微米级SiCp与基体的界面处存在的裂纹，不是由于SiCp与基体的结合力低造成的，而是因为在长时间持续摩擦力作用下裂纹不断生长形成缝隙造成的。

3结论

 (1)单一纳米、单一微米、微米级和纳米级混合SiC混合颗粒增强铝基复合材料的磨损量均低于基体材料；微米级和纳米级SiC混杂颗粒增强铝基复合材料的体积磨损量低于单一纳米、单一微米复合材料的。

 (2)当纳米级SiCp含量为3%时，随着微米级SiCp含量的增加，SiCp/Al-Si复合材料的体积磨损量先减小后增加，当SiCp含量为3%的纳米和15%的微米时体积磨损量最小，耐磨性较基体材料提高58. 2%。

 (3)微米级和纳米级混合SiCp混合颗粒增强SiCp/Al-Si复合材料的的磨损机制主要为磨粒磨损。