中华不锈钢网进行报道：SiG/Cu复合材料摩擦磨损行为研究湛永钟，张国定（上海交通大学金属基复合材料国家重点实验室，上海200030）察了复合材料在干摩擦条件下同GCr15钢对摩时的摩擦磨损性能；采用扫描电子显微镜观察分析了复合材料磨损表面和截面形貌；采用X射线能量色散谱仪分析了复合材料磨损表面元素组成。结果表明，SiC颗粒作为增强相可以起到承载作用、减轻基体同偶件之间的粘着作用以及使基体产生塑性变形，从而显著改善复合材料的耐磨性能。但由于硬质SC颗粒的犁削作用以及复合材料磨损表面高硬度机械混合层的形成，同Cu基体相比，复合材料的摩擦系数有所增大。SiCp/Cu复合材料主要呈现磨粒磨损和源于亚表层裂纹扩展的剥层磨损特征，其磨损表面形成的富Fe机械混合层对改善复合材料的耐磨性能具有重要影响。
为了满足电子、航天及汽车等高新技术领域的发展需要，必须加强具有优良综合性能的新型材料的研制开发工作。颗粒增强金属基复合材料具有良好的耐磨性能和高温力学性能，且制备工艺简单成本较低，因此近年来得到了迅速发展。颗粒增强铜基复合材料既可发挥铜良好的导电导热性能和耐蚀性，又可因增强颗粒的引入而具备更好的力学性能和耐磨性能，可望作为具有良好导电导热和耐磨性的功能材料得到广泛应用。但目前关于颗粒增强铜基复合材料摩擦磨损行为的研究报道较少，难以满足其应用推广需要。为此，本文作者采用粉末冶金结合热挤压工艺制/Cu复合材料，并探讨了该复合材料的摩擦磨损性能。
1实验部分试验所用基体原料为粒度小于48m纯度高于99.7%的电解铜粉；增强物SiC颗粒平均尺寸分别为25Mm，7.0Mm14.0Mm20.0Mm和40.0Mm，对于平均直径14.0Mm的SiC，分别按体积分数5%，10%，15%，20%与电解铜粉进行配比；在10%的体积分数下，分别采用SiC作为增强物制备复合材料；同时采用同样工艺参数制备纯铜样品以进行对比分析。将不同比例的电解铜粉和SC在高速球磨机内混合均匀后冷压成坯，然后在820°C的分解氨气氛中烧结，最后热挤压成型。
在MM-200型摩擦磨损试验机上进行干摩擦磨损试验，复合材料块试样的尺寸为6mriK7mriK16mm，试验前将其7mnK16mm的工作面用800砂纸打磨至表面粗糙度2. 0Mm，并用丙酮超声清洗；偶件为40mm的GCr15钢环（硬度62±2HRC）；试验条件：滑动速度0.42m/s，载荷20N和2-90测定复合材料试块的磨痕宽度，并转换为磨损体积损失和磨损率。采用扫描电子显微镜（SEM）观察复合材料磨损表面形貌和亚表层组织，用X射线能量色散谱仪分析磨损表面元素组成，用FischerScope力学探针测量机械混合层及复合材料的显微硬度。
2结果与讨论2.1SiC含量对复合材料摩擦磨损性能影响表1列出了不同SC颗粒含量的复合材料的宏观硬度。可见随着SiC颗粒含量增加，复合材料的宏观硬度有所提高。
示出了复合材料磨损率随SiCp体积分数变化的关系曲线以及摩擦系数随滑动距离变化的关系曲线。可以看出，SCp/Cu复合材料的磨损率明显比Cu的低，且随着SC含量的增加，复合材料的磨损率逐渐降低，这同其相应的硬度变化趋势数。
中华不锈钢网进行报道：同SiC颗粒含量复合材料的宏观硬度Table1Macro-hardnessof恰好相反。此外，在相对较高的载荷下，SiC增强相抗磨效果更好。另一方面，尽管引入SiCp增强相使得摩擦系数有所增大，但复合材料的摩擦系数随滑动距离的增加变化平缓，而Cu基体的摩擦系数则随滑动距离的增加而缓慢增大，且当滑动距离超过1示出了Cu及10%SiC~Cu复合材料的磨损表面形貌SEM照片。可以看出，纯铜试样磨损表面呈现严重粘着和塑性变形迹象，并存在粘着剥落坑；而SCp/Cu复合材料磨损表面的粘着和塑性变形迹象较轻微，并存在平行于滑动方向的犁削沟槽见（b），呈现磨粒磨损特征。
示出了复合材料磨损表面元素组成的EDAX图谱。可见除复合材料本身含有的CuSi及C等元素之外，复合材料磨损表面还富含Fe和0，这说明偶件表面的Fe通过氧化作用而转移到了复合材料磨损表面。铜与钢的粘着作用较强，在钢环的反复碾压和犁削作用下，Cu的磨损次表层产生较大的应变梯度，并通过裂纹形核、扩展而引发剥层磨损，进而导致铜的片状剥落并形成大块片状磨屑，因此纯铜试样磨损率较大。反复的摩擦作用还导致样品表面的温度逐渐升高，使得铜试样磨损表面发生软化和塑性变形。而SC颗粒增强相能提高复合材料的流变应力，减轻塑性变形，从而有利于提高复合材料的抗磨性能。同时，高温稳定性良好的SC颗粒增强相可使后，Cu的系数相继超过2种复合丨材丨料的摩擦系趾合材料在较高温度下仍保持较高的强度遵而减轻其同钢环的粘着作用，这也有利于提高复合材料的抗磨性能。
2.2SiC粒度对磨损性能的影响示出了不同粒度SiC颗粒增强铜基复合材料的磨损率随SC颗粒粒度变化的关系曲线。可见：在20N载荷下，随着SC颗粒尺寸增大，复合材料的磨损率逐渐降低；当载荷增大至70N时，复合材料的磨损率先随SC粒度增大逐渐减小，当SC平均直径达到40.0m时，其磨损率则有所增大。从其磨损表面形貌的SEM照片观察发现：以粒度较小（25卜m）的SC颗粒作为增强相的复合材料磨损表面存在边迹象；而SiC粒度较大（2Q0Mm）的复合材料磨损表面犁沟较浅且不连续，塑性变形程度较轻小颗粒sc镶嵌于基体中的深度较小，在偶件表面微突体的犁削作用下较易随基体一起发生犁削脱落并形成磨屑，复合材料磨屑可粘附于钢环表面，从而使钢复合材料之间的摩擦在一定程度上转变为复合材料复合材料之间的摩擦，结果使得摩擦副接触表面之间的粘着倾向加强，不利于形成连续的机械混合层（MML），因而磨损率偏高。随着增强颗粒粒度的增大，其镶嵌于基体的深度增加，对基体的保护作用以及抵抗偶件表面犁削作用的能力加强，因而耐磨性得以提高。然而，颗粒的临界缺陷尺寸与其直径成正比，在同样的载荷条件下大颗粒发生开裂的可能性更大，反而使其承载能力降低；而开裂脱落的SC颗粒进入摩擦副接触表面可引起三体磨损。因此，在较高载荷下，较大颗粒SC（40.0m）增强复合材料耐磨性能反而有所降低。
23复合材料的磨损机理在相对滑动过程中，复合材料表层在偶件表面微突体的犁削作用下可以发生犁削脱落，暴露于复合材沿―较深滕续的犁沟并呈现的塑性c变形表面的硬质函C颗在法向喊作用下使偶―环表面被犁削，并产生富铁微粒。这些富铁微粒同复合材料磨屑在摩擦副接触表面之间混合，并在外力的反复作用下被压紧，从而在复合材料表面形成致密、富铁的红褐色层状机械混合层。SCp/Cu复合材料同GCr15钢在干摩擦条件下对摩时的机械和热效应较强，从偶件及复合材料表面脱落的Fe或Cu微粒可以被氧化，因此MML中的Fe和Cu可能以单质或氧化物形态存在。示出了SiCp/Cu复合材料磨损剖/Cu复合材料磨损剖面组织形貌SEM照片随咨C颗粒尺寸的增大而逐渐提高当颗粒度4lishg面组织形貌SEM照片。可见磨损表面存在厚度不一的机械混合层。显微硬度测试结果表明，在70N载荷下，含1（%SC的复合材料试样表面机械混合层的硬度高达4.2GPa，相当于复合材料本身显微硬度的5倍左右。机械混合层使得复合材料4钢之间的接触转变为MML4M的接触，从而显著改善复合材料的耐磨性能。根据历8此7等建立的稳态摩擦模型，摩擦系数与磨损表层的剪切强度成正比。在稳态磨损阶段，复合材料表面形成了硬度及剪切强度很高的MML层，因而摩擦系数增大。
对于均聚PP多采用弹性体共混改性。乙丙塑料胶，特别是三元乙丙橡胶（EPDM）是聚丙烯增韧改性最广泛使用的材料，而关于其熔体流变行为的研究报道不多。流变性能是材料加工的理论基础，因此笔者对PP/纳米Si2复合材料的流变行为、力学性能和相态学进行了系统研究，旨在为复合材料的组成和加工提供理论依据。
1.从可以看出，随着纳米SiOz的加入，使复合材料的n值明显下降，这一现象是和材料的结构变化分不开的。PP/纳米SiOz复合材料中由于纳米粒子的表面能大、活性高，可与PP界面反应，改变了分子链的形态，因而在假塑性流动出现之后，含纳米SiOz的PP熔体非牛顿性增强，因而n值下降。
在230°C，2160g负荷下测得的PP/纳米Si2复合材料的熔体流动速率（MR）如所示。从中可以看出，随着纳米Si2含量的增加，熔体流动速率成下降趋势，且在纳米Si2填加量较少时，MR下降较小，随着纳米Si2含量的增加，MR下降趋势变大。这说明当纳米Si2含量增加时，PP/纳米Si2复合材料的熔体粘度增大趋势变得加快，这与前面的结2.3PP纳米SiOz复合材料熔体的弹性效应为在180°C、不同剪切应力下的膨胀比随纳米SiOz含量的变化情况。从可以看出，无论剪切应力大小，复合材料组成如何，挤出物都有不同程度的膨大现象（Bams），这是复合材料熔体流动过程中弹性行为的反映。一方面，在恒定剪切应力下，膨胀比随纳米SiOz含量的增加而减小，这是由于随着纳米SiOz含量的增大，熔体粘度也增大，PP分子链在毛细管中发生取向，而出毛细管后解取向困难造成的。另一方面，从中还可以看出，随剪切应力的增大，膨胀比呈增大趋势，造成这种现象的原因是随着剪切应力的增大，熔体贮存的弹性势能和正应力差都增大，故膨胀比也增大。因为高分子弹性势能的恢复和在流动过程中产生的正应力差是产生出口胀大的原因1131. 2.4 PP/纳米Si2复合材料的力学性能为纳米Si2用量对复合材料力学性能的影响关系。从a中可看出，随纳米Si2用量增加，PP/纳米Si2复合材料的缺口冲击强度有较明显的提高。b所示为复合材料的拉伸强度与纳米Si2加入量的关系，总体看来，体系的拉伸强度变化不大。
造成这种现象的原因在于：（1）由于纳米Si2粒径小、比表面积大、活性高，与基体树脂有较大的接触面积并与基体粘合牢固；（2）Si2粒径越小，曲率越大，对应力的分散就越好；3）当复合材料受到外力冲击时，纳米Si2与PP分子链形成的物理三维网络会起到应力集中作用，这些应力集中点会导致粒子周围树脂发生大的塑性变形和银纹效应而吸收冲击能。同时，从图中可以看出，当纳米Si2添加量超过4%时，复合材料的冲击强度有较大幅度的下降，这种现象可以理解为：纳米级粒子增多后，分散更加困难，易产生粒子“团聚”现象。由于“团聚”粒子的表面缺陷，容易引起基体树脂损伤而产生应力集中。另外，随纳米Si2加入，物理交联点增多，复合材料刚性增强，冲击强度下降。
2.5PP/纳米Si2复合材料的相态学为复合材料V型缺口冲击断面的扫描电镜照片。从图中可以看出，纯PP（a）的断裂面相对比较光滑，仅有小的塑性变形，说明其韧性很差。随着纳米Si2的加入复合材料的冲击断面比纯PP的变得粗糙，而且有较大的塑性形变，说明其韧性比纯PP有了显著的改善，其中尤以PP/4%纳米Si2最PP/纳米Si2复合材料的SEM照片所示为PP/纳米Si2复合材料的偏光显微镜照片，由图可见，纯PP的球晶粗大，结构完整，球晶与球晶之间的边界清晰，随着2%纳米Si2的加入，球晶的尺寸急剧变小，球晶的结构也很不完整，球晶边界变得非常模糊。当加入4%的纳米Si2时，晶体密度显著增大，晶粒变得更加细小，而小的晶粒尺寸有利于提高材料的冲击强14，从而进一步证明了纳米Si2的加入对PP基体起到了增韧改性作用。
3结论（1）PP/纳米Si2复合材料属假塑性流体，在PP中加入纳米Si2后熔体的表观粘度增大，非牛顿指数和熔体流动速率均随纳米Si2含量的增加而减小；在恒定剪切应力下，膨胀比随纳米Si2含量的增加而减PP/纳米Si2复合材料的POM照片（a）纯（2）纳米级Si2对PP有一定的增韧作用，而对材料拉伸性能几乎没有影响，在其用量为4%时复合材料综合性能最佳。PP/纳米Si2的扫描电镜照片和偏光显微镜照片则进一步证明了纳米Si2的加入导致了PP球晶尺寸减小，是提高PP冲击强度的原因之一。中华不锈钢网进行报道
