钛活化预制坯制备Al2O3p/45钢复合材料的摩擦磨损性能

王 健，卢德宏，贺小刚，蒋业华

（昆明理工大学材料科学与工程学院，昆明650093）

0 引 言

Al2O3粉体价格低廉，且具有优异的高温耐磨、抗氧化性能，所以，近年来 Al2O3颗粒增强钢（Al2O3p/钢）基复合材料的研究逐渐被重视［1］，并在金属热塑性加工模具（轧辊、模具）、液态金属加工用工具、管道、阀门等方面具有广阔的应用前景。然而，由于Al2O3p/钢复合材料中Al2O3颗粒与基体的界面润湿性、结合性能较差，阻碍了该复合材料性能的进一步提高。因此，改善界面结合性能成为提高Al2O3颗粒增强钢基复合材料性能的研究重点。有学者［2-3］采用化学气相沉积技术在Al2O3颗粒表面制备TiN及镍涂层，使Al2O3p/钢复合材料的耐磨性能明显提高，但这种方法效率低、成本高，所以在工业上推广具有一定困难。

Kuebler等［4］发明了钛活化的无压浸渍技术，该技术利用钛粉活化Al2O3预制坯，在1 600℃钢液中成功制备了Al2O3p/钢复合材料，改善了复合材料界面的结合性能，使其耐磨性能得到提高。基于上述研究，作者课题组以45钢为基体，尝试利用挤压铸造技术，在Al2O3颗粒预制坯中加入5%（质量分数，下同）的钛粉制备了Al2O3p/45钢复合材料。前期研究结果表明，该复合材料中的Al2O3颗粒表面形成了一层TiC包覆层，同时也使得基体从珠光体转变成铁素体。但有关此材料摩擦磨损性能的研究还未见报道，鉴于此，作者研究了5%钛活化预制坯Al2O3p/45钢复合材料的摩擦磨损性能，并与无钛活化复合材料的进行了对比，探讨了钛对Al2O3p/45钢复合材料耐磨性能的影响。

1 试样制备与试验方法

采用挤压铸造法分别制备了Al2O3p/45钢复合材料和5%Ti-Al2O3p/45钢复合材料。Al2O3颗粒粒径为120～180μm，钛粉粒径为48μm，在JS14S型球磨机中加入水玻璃混合2h，取出，在3～5MPa压力下压制成预制坯。基体材料45钢的化学成分（质量分数）为 0.48%C，0.28%Si，0.56%Mn，≤0.25%Cr，≤0.3%Ni。

挤压铸造的工艺流程为：自制光滑致密的保温层，并随保温层外金属模具预热至250～300℃，保温层由石英砂、棕刚玉和锆英粉按一定比例与硅溶胶混合制得；用YQ32-160型液压机分别制备尺寸均为φ90mm×6mm的Al2O3预制坯和5%Ti-Al2O3预制坯，并预热至1 000℃；将预制坯放入带有保温层的金属模具挤压铸造室中，如图1所示，然后浇入45钢液，以常规挤压铸造的方法使金属液渗入增强相预制坯中制成复合材料。挤压铸造工艺参数：压力12MPa，浇注温度为1 600℃，开始加压时间为5s，保压时间为40s。

图1 挤压铸造装置Fig.1 Schematic illustrations of squeeze casting system

在室温下采用MMU-5G型摩擦磨损试验机进行干摩擦磨损试验，对磨形式为销-盘式，试验时间为7 200s。销试样尺寸为φ3.9mm×15mm，对磨盘为φ43mm×3mm的3Cr2W8V热作模具钢（经淬火、回火后的硬度为50HRC）。具体试验参数：主轴转速为150r·min-1，压力分别为2.79，5.58，8.38，11.17，13.96MPa；压力为8.38MPa，主轴转速分别为100，150，200，250，300r·min-1。

每次磨损试验均用三个销试样。磨损前后，用精度为0.000 1g的电子天平分别称取试样的质量，试验前后的质量差即为磨损量，取三个销试样磨损量的平均值作为每组试样的磨损量。

采用Leica光学显微镜观察不同复合材料的组织，腐蚀溶液为4%（体积分数）硝酸酒精溶液；采用Philips XL30型扫描电镜观察不同复合材料磨损前后的表面形貌。

2 试验结果与讨论

2.1 显微组织

由图2可见，两种复合材料中Al2O3颗粒分布得都比较均匀，用ImageJ软件计算其体积分数约为56%；Al2O3p/45钢复合材料的基体组织为珠光体和铁素体。而5%Ti-Al2O3p/45钢复合材料则全部为铁素体。这是因为加入的钛元素消耗了珠光体中的碳，同时钛也是扩大铁-碳相图中铁素体区域的元素，因此较多钛的存在将基体组织全部转变为铁素体。此外，在预制坯中加入的钛元素与基体中的碳元素发生反应，生成了大块团絮状的TiC，并且其在Al2O3颗粒周围形成包覆层，与基体具有较高的结合力［6］，有助于改善复合材料的界面结合。

2.2 转速和压力对磨损量的影响

由图3（a）可见，随着转速增加，两种复合材料的磨损量均几乎呈线性增大。这是因为随着转速增加，相同时间内磨损距离增加，磨损量随之增大，并且磨损表面的热效应也急剧增加，热效应一方面产生氧化磨损，氧化物的磨屑起到降低磨损的作用，另一方面使得基体硬度降低；同时，较高的转速更容易使Al2O3颗粒从基体中脱落，从而加剧磨损［7］。但后者的作用更加明显，因此磨损量随转速的增加而增大。由图3（b）可见，磨损量也随着压力的增加而增大，而且当压力低于11.17MPa时，两种复合材料的磨损量均缓慢增加，并与压力呈线性关系，但当压力超过11.17MPa后，磨损量均显著增加。这与梁高飞等［8］的研究结果一致。原因是在低压力工况下，随着试样磨损，基体逐渐流失，使裸露出的Al2O3颗粒作为承载体承受摩擦作用，并且随着压力增大，摩擦过程中发生接触的微凸体的数量增多，致使摩擦副实际接触面积增大，使磨损量随着压力的增大而增加；在高压力工况下，承载体承受大应力作用，外力的水平分量大于基体对Al2O3颗粒的支撑作用，从而使Al2O3颗粒发生剥落或破碎，而不能发挥其在低压力工况下的作用，结果使得磨损量显著增加。对比两种复合材料可知，5%Ti-Al2O3p/45钢复合材料在不同的转速和压力下的磨损量均比Al2O3p/45钢复合材料的略低，可见复合材料加钛后，其耐磨性能提高得并不十分显著。这是因为复合材料的耐磨性能除了受增强相颗粒的硬度、含量、尺寸以及与基体的结合强度影响外，还与基体组织密切相关［9］。研究表明［10］，在增强相颗粒含量与尺寸一定的条件下，提高基体的硬度及其对颗粒的支撑能力，可避免或减轻颗粒在磨损过程中的剥落，从而进一步提高材料的耐磨性能。所以，即使TiC对微观界面的结合性能起到了一定的强化作用，增强了Al2O3颗粒与45钢基体的界面结合性能，提高了基体对颗粒的支撑能力，但钛的加入又使基体组织全部转变成铁素体，降低了基体的硬度，两者综合作用的结果是，5%Ti-Al2O3p/45钢复合材料的磨损量相对于Al2O3p/45钢复合材料有一定程度的下降。

图2 两种复合材料的显微组织及界面成分分布Fig.2 Microstructure and interfacial component distribution of two kinds of composites：（a）microstructure of Al2O3p/45 steel matrix composite；（b）microstructure of 5% Ti-Al2O3p/45 steel matrix composite；（c）interface morphhology of 5% Ti-Al2O3p/steel matrix composite and（d）interfacial component distribution of 5%Ti-Al2O3p/steel matrix

图3 转速和压力对两种复合材料磨损量的影响Fig.3 Influence of rotate speed（a）and pressure（b）on wear loss of two kinds of composites

从图4（a）可以看出，Al2O3p/45钢复合材料中的部分Al2O3颗粒发生剥落，并形成了小孔洞，基体组织发生了一定的塑性变形。在磨损开始阶段，Al2O3p/45钢复合材料中的Al2O3颗粒对45钢基体起到了保护作用，并逐渐突出于45钢基体之上；随着磨损的进行，特别是在磨损后期，一些微观界面结合强度比较薄弱的Al2O3颗粒首先发生脱落，并且随着温度升高，45钢基体的硬度降低，从而导致基体对Al2O3颗粒的支撑作用减弱，因此Al2O3颗粒剥落的机会增加，磨损量增大。从图4（b）中可以发现，5%Ti-Al2O3p/45钢复合材料的基体组织发生了剧烈的塑性变形，但是并未出现明显的孔洞，说明Al2O3颗粒剥落的现象不及Al2O3p/45钢复合材料中的严重。这应该是由于Al2O3颗粒表面生成了TiC包覆层，改善了界面结合性能所致，但全部为铁素体的基体组织对Al2O3颗粒的支撑作用减弱，因此导致5%Ti-Al2O3p/45钢复合材料的耐磨性能只是略优于Al2O3p/45钢复合材料的。

图4 两种复合材料在300r·min-1、8.38MPa下磨损后的SEM形貌Fig.4 SEM morphology of two kinds of composites after wearing at 300r·min-1 and 8.38MPa.（a）Al2O3p/45 steel matrix composite and（b）5% Ti-Al2O3p/45 steel matrix composite

2.3 转速和压力对摩擦因数的影响

由图5和图6可知，在磨损初期，两种复合材料摩擦因数的波动均较大，但随着摩擦的进行，波动逐渐趋于稳定。这是因为在摩擦初期，对磨面的粗糙度较大，实际接触面积小且分布不均匀，从而导致摩擦因数不稳定；随着摩擦的进行，对磨面粗糙度逐渐减小，且粗糙度的变化不再明显，实际接触面积也趋于稳定，摩擦进入稳定阶段，因而摩擦因数趋于稳定。

由图7（a）可知，与低转速相比，两种复合材料在高转速下的平均摩擦因数均较低；在8.38MPa和试验转速下，Al2O3p/45钢复合材料的摩擦因数为0.65～0.92，5%Ti-Al2O3p/45钢复合材料的为0.58～0.8；在相同转速下，后者的摩擦因数更低。分析认为，转速影响摩擦因数的主要原因是其引起摩擦表面发热，使表面温度升高，改变了磨损表面层的性质以及摩擦过程中表面的相互作用和破坏条件［6］，在高转速下，温度越高，基体发生塑性变形的抗力越小，因而摩擦因数减小；钛的加入使基体全部转变为铁素体，减小了摩擦力，因而5%Ti-Al2O3p/45钢复合材料的摩擦因数更低。

由图7（b）可知，与低压力相比，两种复合材料在高压力下的平均摩擦因数均较小，并均在0.64～0.92之间，而且低压力下5%Ti-Al2O3p/45钢复合材料的摩擦因数更小，而高压力（13.96MPa）下Al2O3p/45钢复合材料的更小。

图5 转速和压力对Al2O3p/45钢复合材料摩擦因数-时间曲线的影响Fig.5 Effects of rotate speed（a）and pressure（b）on friction coefficient-time curves of Al2O3p/45 steel matrix composite

图6 转速和压力对5%Ti-Al2O3p/45钢复合材料摩擦因数-时间曲线的影响Fig.6 Effects of rotate speed（a）and pressure（b）on friction coefficient-time curves of 5% Ti-Al2O3p/45 steel matrix composite

图7 转速及压力对两种复合材料摩擦因数的影响Fig.7 Effects of rotate speed（a）and pressure（b）on friction coefficient of two kinds of composites

μ＝Aγτ/p （1）

Aγ＝kp2/3（2）

μ＝kτp-1/3（3）

式中：μ为摩擦因数；Aγ为实际接触面积；τ为摩擦副材料单位面积上的剪切力；p为正压力。

由式（1）所示的摩擦因数公式和式（2）所示的赫兹接触理论［11］可以得到式（3）。可见，图7（b）所示的试验结果与式（3）一致。因为摩擦因数反映的是材料性能、表面形貌、载荷、接触方式、相对滑动速率、温度等诸多因素间的相互作用［12］。钛的加入一方面软化了基体，另一方面使界面结合强度得到了提高，在低压力下界面结合强度在影响摩擦因数的诸多因素中占主要作用，而高压力下因Al2O3颗粒易剥落或破碎而导致基体的硬度占主要作用，所以在低压力下5%Ti-Al2O3p/45钢复合材料的摩擦因数更小，而高压力下Al2O3p/45钢复合材料的更小。

3 结 论

（1）Al2O3p/45钢复合材料和5%Ti-Al2O3p/45钢复合材料的磨损量均随转速和压力的增加而增大，但后者的磨损量稍小，这是因为钛在Al2O3颗粒表面生成了TiC涂覆层，增强了Al2O3颗粒与45钢基体的结合性能。

（2）钛的加入改善了复合材料的界面结合，磨损时Al2O3p/45钢界面的孔洞相对减少，耐磨性提高。

（3）两种复合材料的摩擦因数相当，均在0.58～0.92范围内，并且都随转速和压力的增大而减小；在相同转速下，5%Ti-Al2O3p/45钢复合材料的摩擦因数更小；在低压力（不大于11.17MPa）下5%Ti-Al2O3p/45钢复合材料的摩擦因数更小，在高压力下Al2O3p/45钢复合材料的更小。

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