DOI:10.19476/j.ysxb.1004.0609.2002.05.028

碳纤维含量对Al₂O₃+C/ZL109混杂复合材料摩擦磨损性能的影响

刘耀辉 杜军 于思荣 代汉达 徐国峰

  吉林大学材料科学与工程学院  

  长春三佳化油器有限公司 长春130025  

  长春130117  

摘 要：

利用挤压铸造法制备了Al2 O3 +C/ZL10 9短纤维混杂金属基复合材料 , 并探讨了Al2 O3 纤维体积分数为 12 %时 , C纤维含量对该混杂复合材料摩擦磨损性能的影响。结果表明 :随着C纤维体积分数的增加 , 复合材料的摩擦因数和磨损率逐渐降低。12 %Al2 O3 和 4%C短纤维的协同作用使复合材料从轻微磨损到急剧磨损的临界转变载荷比基体合金提高了 1倍。当载荷低于临界载荷时 , 复合材料的主要磨损机制为犁沟磨损和层离 , C纤维的加入有利于磨损表面裂纹尺寸的减小。但随着载荷的逐渐增加并发生严重磨损时 , 基体和复合材料的磨损机制均为严重的粘着磨损甚至局部熔化磨损

关键词：

金属基复合材料;混杂;摩擦磨损;碳短纤维;

中图分类号： TB333

收稿日期：2001-12-29

基金：吉林省科技厅资助项目 ( 96 35 43);

Effect of carbon fiber content on friction and wear properties of Al₂O₃+C/ZL109 hybrid composites

Abstract：

Al 2O 3+C/ZL109 short fibers reinforced hybrid metal matrix composites were fabricated by squeeze casting.The effect of carbon fiber content on friction and wear properties of the hybrid composites with fixed Al 2O 3 fiber volume fraction 12% was investigated.The results show that carbon fiber is of self-lubricant to some degree, coefficient of friction and wear rate of the hybrid composites decrease with the increase of carbon fiber volume fraction.Tribological property of the hybrid composites with incorporation of carbon short fiber is ameliorated and the wear property is improved.The transition load from mild wear to severe wear of the hybrid composites improves markedly because of mutual effect of Al 2O 3 and carbon short fibers, the value is larger by one fold than that of the matrix. The dominant wear mechanisms of the composites are grooving and delamination during the phase of mild wear when the experimental load is smaller than the transition load.Incorporation of carbon short fiber is in favor of decrease of microcracks size on worn surface. The dominant wear mechanisms of matrix and composites will be shifted to severe adhesion and even local melt wear with the increase of load.

Keyword：

metal matrix composites; hybrid; friction and wear; carbon short fiber;

Received： 2001-12-29

随着科学技术的不断发展, 环境和能源问题越来越突出, 汽车发动机的减重成为广大研究者追逐的目标, 而汽车发动机作为汽车的心脏, 一直是新材料开发与应用的主要对象, 采用铝合金活塞和缸体是其发展趋势, 但是铝合金的高温力学性能和抗粘着性能较差, 不能很好地满足发动机性能的要求。 因此, Al₂O₃短纤维增强Al基复合材料以其高的比强度, 特别是优异的高温性能和耐磨性能而受到广大材料研究者的高度重视 ^[1] , 增强后复合材料具有比基体合金更低的磨损率, 发生严重粘着磨损的临界转变载荷和临界转变温度不断提高 ^[2,3] 。 为进一步提高基体的摩擦磨损性能, 将耐磨增强体和具有减摩性的增强体混杂, 是当前金属基复合材料的一大发展趋势 ^[4,5] 。 如日本本田汽车公司成功开发了石墨和Al₂O₃短纤维混杂增强的铝基复合材料缸套, 被称为“现代发动机”的标志 ^[6] 。 但对于Al₂O₃和碳短纤维混杂增强ZL109合金复合材料的研究报道较为少见 ^[7] , 特别是混杂后C纤维在磨损过程中的行为和机理及其两种增强相之间的交互作用规律未见研究报道。

作者拟对挤压铸造法制备的氧化铝和C短纤维混杂增强ZL109合金复合材料 (简称为Al₂O₃+C /ZL109) 的摩擦磨损性能进行研究, 主要探讨Al₂O₃短纤维体积分数12%保持不变, 而C纤维含量变化对复合材料摩擦磨损性能的影响及C与Al₂O₃短纤维之间的交互作用规律, 并揭示其磨损机理, 以便为该复合材料在汽车工业上的应用提供理论依据。

1 实验

1.1 试样制备

ZL109合金成分为 (以质量分数计) : 11.0%~13.0%Si, 0.8%~1.5%Mg, 0.5%~1.5%Cu, 0.5%~1.5%Ni, Al余量。 Al₂O₃纤维为洛阳耐火材料研究院生产的Al₂O₃含量为95%的耐火纤维, 炭纤维为吉林炭素厂生产的TX-3型聚丙烯腈炭纤维。 将连续炭纤维剪断成2~4 mm的短纤维, 利用搅拌法在水介质中将两种增强纤维均匀混合后过滤, 与含有适当浓度的粘结剂溶液混合后在模具中压制成d105 mm×15 mm的圆饼状预制块, 经150 ℃烘干后将预制块放入还原性介质中, 在800 ℃下焙烧, 得到具有一定强度的预制块。 利用TDY33-200t型液态模锻液压机挤压铸造制备复合材料, 挤压工艺参数为: 挤压压力110 MPa, 浇注温度750 ℃, 预制块预热温度450 ℃, 模具预热温度300 ℃, 保压时间60 s。 混杂复合材料制备后, 经510 ℃, 4 h固溶, 170 ℃, 6 h时效处理, 并加工成10 mm×10 mm×14 mm的试样块。

由于预制块在压力下成型, 使得纤维呈准二维随机分布。 图1所示为Al₂O₃纤维体积分数12%, C纤维体积分数4%的混杂复合材料垂直取向时纤维分布的SEM照片, 其中黑色的为C纤维, 白色的为Al₂O₃纤维, 可以看出, 纤维混杂分布均匀。

图1 混杂复合材料纤维分布的SEM照片

Fig.1 SEM image of fibers distributionin hybrid composites

1.2 摩擦磨损性能测试

摩擦磨损试验是在MM-200型磨损试验机上进行的环-块式干滑动摩擦磨损。 摩擦副为GCr15经淬火加低温回火后的d 40 mm×10 mm的环, 表面硬度为62HRC。 滑动速度为0.837 m/s, 滑动距离为1 005 m, 压力依次为49, 98, 147, 196, 245和294 N, 以图1所示的纤维垂直取向表面作为磨损表面。 试样磨损前后均用丙酮清洗, 然后在精度为0.1 mg的光电天平上称量磨损质量损失, 折算成磨损体积损失, 再除以磨损距离得到磨损率, 将磨损率作为衡量耐磨性的标准。 在试验机上读出摩擦力矩, 再求得摩擦因数。 每组数据是5次实验的平均值。 复合材料的纤维分布和磨损表面形貌和亚表面结构观察在JSM-5310型扫描电镜下进行。

2 结果与分析

2.1C纤维含量对复合材料摩擦磨损性能的影响

不同载荷下C纤维体积分数对混杂复合材料摩擦因数的影响如图2所示。 可见, 复合材料的摩擦因数随着C纤维体积分数的增加逐渐降低。 C纤维体积分数对混杂复合材料磨损率的影响如图3所示, 可以看出, 当载荷较低时, 复合材料磨损率较低, 属轻微磨损; 而载荷较高时, 复合材料的磨损率急剧增加, 发生严重磨损。 但无论是在轻微磨损

图2 不同载荷下C纤维含量对复合材料摩擦因数的影响

Fig. 2 Effect of carbon fiber volume fractionon coefficient of friction of hybrid compositesunder different loads

图3 不同载荷下C纤维含量对复合材料磨损率的影响

Fig.3 Effect of carbon fiber volumefraction on wear rate of hybrid compositesunder different loads

阶段还是严重磨损阶段, 复合材料的磨损率均随着C纤维体积分数的增加而逐渐降低。

2.2载荷对复合材料摩擦磨损性能的影响

载荷对基体和不同C纤维体积分数的复合材料摩擦因数的影响如图4所示。 可见, 对于仅含有12%Al₂O₃短纤维的复合材料, 其摩擦因数较大, 加入C纤维后其摩擦因数逐渐降低, 当C纤维的加入量为6%时在轻微磨损阶段复合材料的摩擦因数与基体相当。 载荷对基体和不同C纤维体积分数的复合材料磨损率的影响如图5所示。 随着载荷增加, 基体和复合材料的磨损率逐渐增加, 基体在147 N时磨损率开始急剧上升, 意味着严重粘着磨损甚至局部熔化磨损的开始 ^[2] , 而对于仅含有

图4 载荷对基体和不同C纤维含量复合材料摩擦因数的影响

Fig.4 Effect of load on coefficient of fictionof matrix and composites withdifferent carbon fiber volume fractions

图5 载荷对基体和不同C纤维含量复合材料磨损率的影响

Fig.5 Effect of load on wear rate ofmatrix and composites withdifferent carbon fiber volume fractions

12%Al₂O₃短纤维的复合材料, 在载荷达到245 N时磨损率才急剧上升。 加入C纤维后, 从轻微磨损到急剧磨损的临界转变载荷继续提高, 如含有4%的C纤维的复合材料的临界转变载荷为294 N, 比基体增加了1倍。

2.3 分析和讨论

图6和图7所示分别为基体和复合材料在中等载荷 (196 N) 和较高载荷 (245 N) 下磨损表面的SEM照片。 当载荷达到196 N时, 如图6所示, 此时基体已产生严重的粘着磨损, 甚至局部的熔化磨损, 而复合材料仅为轻微的犁沟磨损, 对于不含C纤维的复合材料, 磨损表面较为粗糙, 存在少量的剥落坑, 而对于含有4%C纤维的复合材料, 磨损表

图6 中等载荷下 (196 N) 基体和不同C纤维含量的复合材料磨损表面的SEM照片

Fig.6 SEM images of worn surfaces ofmatrix and composites withdifferent carbon fiber volume fractionsunder middle load (196 N) (a) —Metal matrix; (b) —φ (C) =0; (c) —φ (C) =4%

面犁沟较为光滑。 当载荷达到245 N时, 从图7可以看出, 此时仅含12%Al₂O₃纤维的复合材料开始发生严重粘着磨损甚至熔化磨损, 而加入了4%的C纤维混杂的复合材料仍处于轻微磨损阶段, 磨损表面存在大量的犁沟和少量的剥落坑。

当复合材料中含有硬质增强纤维时, 其摩擦磨损的基本过程为: 较软的基体先期磨损, 硬质纤维逐渐突出。 磨合一段时间后, 复合材料的磨损表面主要承受载荷的是高强度的纤维, 而纤维本身的耐

图7 高载荷下 (245 N) 不同C纤维含量复合材料磨损表面的SEM照片

Fig.7 SEM images of worn surfaces of compositeswith different carbon fiber volume fractionsunder high load (245 N) (a) —φ (C) =0; (b) —φ (C) =4%

磨性较好, 且其大部分表面又受到基体合金的保护而不易受到损伤, 此时纤维不易磨掉, 从而形成纤维的“露头” ^[8] , 使磨损表面“粗糙”, 使得摩擦界面的相对运动阻力增大, 导致摩擦因数升高。 因此, 对于仅含Al₂O₃纤维的复合材料, 其摩擦因数高于基体, 当加入C纤维后, 由于C纤维在摩擦力的作用下变成微小的C颗粒, 起到了一定的自润滑作用 ^[9] 。 C纤维含量越大时, 自润滑效果越好, 摩擦因数越低。 在轻微磨损阶段, 当C纤维体积分数为6%时, C纤维的自润滑效果与Al₂O₃短纤维的增摩效果互相抵消, 使得复合材料的摩擦因数与基体相当。

摩擦磨损过程实质上是一个能量施放的过程。 随着磨损的进行, 摩擦表面的温度将逐渐升高并达到一平衡温度。 复合材料摩擦面上纤维硬质点可阻止金属基体与摩擦副之间的的大面积“粘着”, 使基体粘着的可能性大大下降, 使得因摩擦而产生的温升受到一定限制; 此外复合材料中由于纤维的断裂也将吸收部分能量 ^[10] ; 而C纤维的加入有利于其导热性的改善。 根据Cowan和Winer ^[11] 推导的摩擦表面的温度估计公式知, 此时摩擦表面的温度较低, 几方面的因素使得复合材料在相同载荷下其磨损试样的表面温度要低于基体合金。 Al₂O₃陶瓷短纤维作为硬质相可以强化基体, 使得复合材料的硬度、 强度, 特别是高温强度明显提高, 在磨损过程中, 纤维可以起阻碍基体塑性变形、支撑和承载作用。 对于没有纤维增强的Al-Si合金而言, 摩擦热易使材料软化, 表面温度升高, “粘着”严重。 因此, Al₂O₃和C纤维混杂后, 一方面有利于磨损表面温度降低, 随着C纤维体积分数提高, 导热性能逐渐改善, 并使得基体的高温性能提高, 可以有效阻止由于热软化而造成的塑性流动和“热粘着”, 由于C纤维和Al₂O₃短纤维的共同作用, 使复合材料由轻微磨损到急剧磨损的临界转变载荷与基体合金相比有大幅度提高。 其磨损率也随着C纤维的加入量增加而逐渐降低, 复合材料磨损性能逐渐提高。

对图6 (b) 和 (c) 进一步放大, 如图8 (a) 和 (b) 所示, 复合材料磨损表面存在大量的显微裂纹, 但C纤维混杂后复合材料磨损表面更为光滑, 裂纹更加细小。 根据Suh层离理论 ^[12] , 磨损表面裂纹的产生意味着层离磨损在复合材料中是起主要作用的磨

图8 中载荷下 (196 N) 复合材料磨损表面的SEM照片

Fig.8 SEM images of worn surfaces of compositesunder middle load (196 N) (a) —φ (C) =0 ; (b) —φ (C) =4%

损机制。 复合材料表面在磨损过程中要经受压应力和切向摩擦力的反复作用, 表层基体产生周期性的塑性变形和位错运动, 位错将在纤维与基体之间的界面处聚集, 同时由于基体和增强相之间变形的不连续性, 易产生应力集中, 而界面由于不润湿或脆性反应物的生成, 性能往往较低, 因此界面往往成为裂纹萌生的地方, 并使裂纹沿着界面扩展, 从而导致复合材料表层材料的脱落和转移。 当层离磨损为主要的磨损机制时, 磨损亚表面中存在裂纹区域。 图9所示为Al₂O₃和C短纤维体积分数分别为12%和4%的混杂复合材料在中等载荷下磨损亚表面的结构, 磨损亚表面明显存在3个区域: 表层未脱落的剥落层、亚表面裂纹形成区以及未变形区。 这种未脱落的剥离层在随后的磨损过程中起到一定的承载作用, 防止更深一层产生裂纹 ^[13] 。

图9 复合材料磨损亚表面结构的SEM照片

Fig.9 SEM image of worn subsurfacestructure of composites

3 结论

1) Al₂O₃+C/ZL109混杂复合材料的摩擦因数随着C纤维含量的增加而逐渐降低。 在轻微磨损阶段, 12%Al₂O₃和6%C短纤维混杂后复合材料的摩擦因数与基体合金相当。

2) 随着C纤维含量的增加复合材料磨损率逐渐降低, 耐磨性能逐渐提高。 12%Al₂O₃和4%C短纤维的共同作用使得复合材料从轻微磨损到急剧磨损的临界转变载荷比基体合金提高1倍。

3) 当载荷低于临界载荷时, 复合材料的主要磨损机制为犁沟磨损和层离, C纤维的加入有利于磨损表面裂纹尺寸的减小。 但随着载荷的逐渐增加并发生严重磨损时, 基体和复合材料的磨损机制均为严重的粘着磨损甚至局部熔化磨损。

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