金属基固体自润滑复合材料是指加入固体润滑剂的复合材料在摩擦过程中析出与弥散分布，形成润滑膜，并起到自润滑作用的材料.其中，基体起传递载荷并承担一定载荷的作用，赋予材料一定的强度硬度、抗氧化性和耐腐蚀性等，固体润滑剂赋予材料润滑性能.这种自润滑复合材料能够节约材料、能源，提高产品的质量，不需要再添加固体润滑脂^[1-2].与传统的润滑油或润滑脂相比，能适应高真空、高温、强辐射等多种苛刻条件^[3-4].正如此，金属基自润滑复合材料越来越受到人们的关注.

颗粒增强金属基复合材料应用广泛，其中，金属基复合材料常用的固体润滑剂有MoS₂^[5]、SiC^[6]、TiC^[7]、石墨^[8]等陶瓷颗粒.铝硅合金由于其密度低、硬度高、易加工及具有良好的延展性，通过添加石墨、SiC等外加颗粒制备摩擦铝基复合材料的研究广受关注. GAO等^[9]通过热等静压法原位生成Al-Si-Al₂O₃复合材料.研究发现，700 ℃下热压烧结1 h的复合材料微观结构致密，原位生成的Si和Al₂O₃颗粒均匀地分布在基体中.其中硅元素的质量分数为10 %时复合材料的综合性能最好，抗拉强度达187 MPa；倪增磊等^[10]采用真空热压烧结法制备不同体积分数下的SiC/Al-30Si复合材料.研究发现，随着SiC颗粒含量的增加，复合材料中的SiC团聚现象加剧，材料的致密度与抗弯强度下降，热膨胀系数在50~100℃下最低并且与模拟值一致.刘政等^[11]通过添加变质剂熔炼制备Mg₂Si/Al-Si复合材料.研究发现，固溶处理温度对共晶组织中硅相的形态影响显著，共晶硅均得到一定的粒状化，共晶硅长度减小，圆整度提高，多呈粒状或圆球状；腾杰等^[12]通过喷射沉积法制备SiC/Al-Si复合材料.研究发现，随着硅含量的增加，复合材料的磨损率逐渐减小，当基体硅含量为20 %时，复合材料在所有试验载荷下磨损率最低.当载荷较低时，复合材料以氧化磨损和磨粒磨损为主；当载荷较大时，复合材料以黏着磨损为主.李明伟等^[13]将预处理的SiC颗粒通过机械搅拌法制备SiC/Al-Si复合材料.研究发现，不同硅含量的复合材料都出现Si相小颗粒，当硅的含量过高，SiC/Al-Si界面生长主要是片状的初生Si，以硅质量分数为12 %的共晶合金为基体的复合材料，SiC颗粒周围形成的Si相小颗粒数量也最多，形成“连接桥”，改善了界面的结合. Ti₃SiC₂是一种新型固体润滑剂，是属于MAX相中最典型化合物，并因其是三元层状结构，具有更好的自润滑性能，与固体润滑剂石墨相比，具有良好的润湿性.近年来，北京交通大学周洋、中国科学院金属研究所王文魁、武汉理工大学周卫兵等先后将MAX相加到铜、铝、镁等金属基体中制备MAX/金属基复合材料^[14-17].然而，截止目前，在亚共晶、共晶和过共晶Al-Si合金中添加Ti₃SiC₂制备铝基自润滑材料的研究报道较少.

实验以纯铝粉、硅粉、Ti₃SiC₂粉为原材料，采用冷压-无压烧结工艺制备Ti₃SiC₂/Al-Si复合材料，重点研究Si元素对烧结态材料物相组成、微观组织、致密度和硬度的影响，并研究硅元素对铝基复合材料摩擦学性能的影响，探讨复合材料摩擦磨损机理.

1   实验方法

实验采用的原材料为：Ti₃SiC₂粉末(纯度大于98 %，粒径≤48 μm)，高纯铝粉(纯度大于99.9 %，粒径≤48 μm)和高纯硅粉(纯度大于99.9 %，粒径≤48 μm). Ti₃SiC₂颗粒的质量分数为10 %，Si的质量分数分别为0 %、3 %、10.3 %、12.5 %、20.7 %，余量为铝粉.首先将准备好的材料进行人工预混合0.5 h，然后再将预混料倒入球磨罐并加入酒精，再安装在PMQW行星球磨机上球磨.球磨参数：球料比为11:3，球磨时间6 h，球磨介质为酒精，磨球为氧化锆，转速为250 r/min，通氩气保护.将球磨后的混料放入真空干燥箱干燥，粉体在压力机下300 MPa压强冷压，得到尺寸约为10 mm×15 mm×15 mm.采用SK-G08143真空管式烧结炉，先抽真空，真空度10-1 Pa，然后充高纯氩气保护，烧结温度为650 ℃，烧结时间为120 min.

采用阿基米德排水法(GBT/1423-1996) 测试复合材料密度.采用MC010-HV-1000显微维氏硬度计测试复合材料密度，载荷大小为0.2 N，保压时间15 s，测量5次取平均值.采用HSR-2M高速往复摩擦磨损试验机进行摩擦磨损试验，摩擦副为GCr15钢球，摩擦直径Φ6 mm，试验力设置为5 N，行程为3 mm，频率2 Hz，时间20 min.采用FEL MAL650F型场发射型扫描电子显微镜(SEM)与能谱仪(EDS)对复合材料组织形貌和微区成分进行分析.

2   结果与分析

2.1   物相分析

图 1所示为不同硅含量的铝基复合材料XRD结果.由图 1可知，未添加硅元素的复合材料只有Al衍射峰、Ti₃SiC₂衍射峰.添加硅元素的复合材料检测出Al₄C₃衍射峰、Al衍射峰、Ti₃SiC₂衍射峰和Al₂O₃衍射峰.推测硅元素的添加有可能促进了界面反应的发生.

图  1  不同硅含量下的铝基复合材料XRD结果

Figure  1.  XRD patterns of Al matrix composites with different silicon content

下载: 全尺寸图片 幻灯片

2.2   扫描电镜组织分析

图 2所示为不同硅含量的铝基复合材料SEM图.由图 2可知，随着硅元素含量的增加，大的圆球形Ti₃SiC₂逐渐减小，当硅含量(质量分数)为20 %时，Ti₃SiC₂变得非常细小，大部分颗粒尺寸为1~10 μm，复合材料的孔隙也明显增多，这也证明此成分下复合材料的致密度最低.同时，也证明了硅元素的增加，促进了Ti₃SiC₂的分解，这种分解是微量的，对于复合材料不仅不会降低材料的性能，反而使基体与颗粒的链接更加紧密，尤其是硅含量为12.5 %时，界面结合最好，与图 2(a)、图 2(b)、图 2(d)(见箭头)相比颗粒周围有较多的空洞.但是，硅的熔点远大于铝，相同温度下充填能力差，过量的硅含量会导致致密度降低.

图  2  不同硅含量的铝基复合材料SEM像

Figure  2.  SEM images of Al matrix composites with different silicon content

下载: 全尺寸图片 幻灯片

2.3   复合材料的性能分析

2.3.1   维氏硬度

图 3所示为650 ℃下烧结的不同硅含量铝基复合材料维氏硬度与致密度曲线图.由图 3可知，随着硅含量的增加，复合材料维氏硬度呈现先增大后逐渐趋于平缓.从铝硅二元相图可知，铝在硅中的固溶度很低，而硅在铝中具有很高的固溶度，极限固溶度可以达到原子百分数1.5 %，因此，硅元素在铝中大量溶解形成Al-Si固溶体.从物相的检索中，发现也存在硅峰，说明还存在一些单质硅.基体中添加少量的硅元素，硅元素对基体内部的位错运动具有钉扎作用：硅原子对基体的再结晶长大具有阻碍作用，显著提高了复合材料的硬度.但是，硅含量的添加会造成致密度的下降，空隙增多，材料的强度不再增加.

图  3  同硅含量下铝基复合材料的维氏硬度与致密度

Figure  3.  Vickers hardness and density of Al matrix composites with different silicon content

下载: 全尺寸图片 幻灯片

2.3.2   摩擦系数与磨损率

图 4所示为不同硅含量的铝基复合材料摩擦系数与磨损失重曲线图.由图 4可知，未添加硅元素的Ti₃SiC₂/Al复合材料摩擦系数最大，最大值高达0.36.随着硅含量的增加，摩擦系数呈现先降低后增大的趋势.当添加硅元素的含量为12.5 %，Ti₃SiC₂/Al复合材料摩擦系数最小，最小数值低至0.18.这与文献[18]、[19]单纯的硅、六方氮化硼加入基体中获得的复合材料相比更低.摩擦系数的下降主要是基体中添加少量的硅元素所致，硅颗粒与Ti₃SiC₂形成润滑膜，起到很好的自润滑作用.另外硅元素对基体内部的位错运动具有钉扎作用，硅原子对基体的再结晶长大具有阻碍作用，显著提高了复合材料的硬度.但是，过量的硅添加造成致密度的下降，硅颗粒发生团聚，润滑膜被破坏，空隙增多，材料的强度下降，导致摩擦系数下降.复合材料的失重与材料的摩擦系数曲线变化规律相一致，而且随着硅含量的增加，磨损失重呈现先降低后增大的趋势.

图  4  不同硅含量下的铝基复合材料摩擦系数与磨损失重

Figure  4.  Friction coefficient and wear loss of Al matrix composites with different silicon content

下载: 全尺寸图片 幻灯片

2.4   摩擦SEM分析

图 5所示为在扫描电镜下不同硅含量铝基复合材料摩擦磨损形貌图. 图 5(a)为不添加硅的Ti₃SiC₂/Al复合材料，磨损面有大量的犁沟，这是由于基体晶粒尺寸大，复合材料的强度低，颗粒容易脱落，形成磨粒磨损. 图 5(b)为添加硅含量10.3 %的Ti₃SiC₂/Al-Si复合材料，摩擦表面比图 5(a)的犁沟明显，犁沟的宽度更宽更深，表面还有零星的颗粒碎物分布，这些不足于形成润滑膜，对表面有切削作用，所以犁沟较为明显. 图 5(c)为添加硅含量12.5 %的Ti₃SiC₂/Al-Si复合材料，摩擦表面犁沟大量减少，基本上看不到明显的犁沟，相对较为平整光滑，未发现凹坑，形成完整的润滑膜，复合材料的摩擦性能最好. 图 5(d)为添加硅含量20.7 %的Ti₃SiC₂/Al-Si复合材料，出现大块剥落的基体，这是由于硅元素的添加量过高，导致颗粒的团聚加剧，在载荷的作用下，再结合图 6(c)可知，脱落的颗粒大量团聚，基体与增强体容易从材料表面剥落，造成摩擦表面局部形成凹坑.

图  5  不同硅含量下铝基复合材料SEM像

Figure  5.  SEM image of Al matrix composites with different silicon contents

下载: 全尺寸图片 幻灯片

图  6  高倍下铝基复合材料的SEM图

Figure  6.  SEM image of Al matrix composite under high magnification

下载: 全尺寸图片 幻灯片

图 6所示为硅含量添加量为0、12.5 %、20.7 %的铝基复合材料在扫描电镜下放大5 000倍的SEM图，表 1所列为图 6的EDS能谱分析.可以看出，复合材料的摩擦磨损表面均有显著的脱落物，经过物相分析确定脱落的物相均是由Fe、Al、O、Si、Ti等元素组成的化合物，其中Fe元素来源于摩擦副因剧烈摩擦造成的Fe原子黏着，Al、Si、Ti元素来源于复合材料内部组织脱落，O元素来源于复合材料内部Al₂O₃颗粒，也可能部分来源于摩擦过程中元素氧化. Ti₃SiC₂/Al摩擦表面脱落物有2种，一种呈长条状，如图 6(a)中4位置所示，尺寸约10~20 μm，能谱半定量成分分析显示，4位置脱落物中的Al含量为60.15 %，O含量为27.10 %，其原子比与Al₂O₃接近，结合图 1中XRD物相分析结果，确定其为组织中Al₂O₃在磨损过程中与基体脱离造成的，此外，该位置也检测出Ti、Si元素，说明摩擦磨损过程也造成了Ti₃SiC₂的脱落，润滑膜的主要构成应该为Al₂O₃和Ti₃SiC₂的脱落物；Ti₃SiC₂/Al-20.7Si复合材料摩擦磨损表面出现大尺寸团絮状脱落物，其尺寸超过10 μm，经过能谱成分分析，其元素组成为O、Al、Si、Ti、Fe等元素，其中O的含量为42.60 %，Al的含量为30.69 %，O的原子含量显著高于Al₂O₃中的，说明脱落物中存在其他元素的氧化物，相比于Ti₃SiC₂/Al的脱落物，Si元素的含量显著提高，原子分数为9.99 %，考虑到基体合金中过共晶Si含量的添加及该材料较低的致密度，可以确定该脱落物含有大量来源于基体中Si元素的脱落和氧化，此外，在此位置也发现了Fe和Ti元素；相比于Ti₃SiC₂/Al和Ti₃SiC₂/Al-20.7Si复合材料，Ti₃SiC₂/Al-12.5Si复合材料摩擦表面形成了较为完整的润滑膜，既没有产生长条状含Al₂O₃元素的脱落物，也没有形成团絮状Si元素氧化物，其表面形成的脱落物大多尺寸细小，较大尺寸脱落物与基体表现出撕裂特征，如图 6(b)位置2所示，EDS能谱分析脱落物1和2结果显示，脱落物的元素组成也为O、Al、Si、Ti、Fe等元素，说明其润滑膜的组成为Al₂O₃、Ti₃SiC₂颗粒的脱落和Si元素的氧化及来源于摩擦对偶件Fe元素附着，该材料具有优良的摩擦系数性能，因此，Si元素含量接近共晶成分点，摩擦表面形成了较为致密的润滑膜，磨损过程生成尺寸细小的脱落物，减小基体与摩擦副的接触时间，也降低了摩擦副对基体的剪切力，宏观上表现摩擦系数和磨损失重的降低.

表  1  各个点的原子分数

Table  1.  Atomic fraction of each point /(atom, %)

编号	O	Al	Si	Ti	Fe
1	41.89	32.32	6.77	3.67	15.35
2	40.45	33.70	6.53	2.72	16.60
3	39.78	40.90	7.35	3.60	8.37
4	27.11	60.15	4.34	8.40	0
5	42.60	30.69	9.99	2.95	13.77

下载: 导出CSV 

| 显示表格

3   结论

1) 通过粉末冶金法制备了Ti₃SiC₂/Al-Si基复合材料.研究发现，随着硅含量增加，复合材料的致密度呈现线性下降趋势，复合材料维氏硬度呈现先增大后逐渐趋于平缓.

2) 硅元素对复合材料的摩擦性能影响显著.随着硅含量增加，摩擦系数和磨损失重均呈现先减小后增大的规律.当硅含量为12.5 %，摩擦系数最低，其值达0.18，磨损失重也达最低，摩擦性能最好，磨损机制为磨粒磨损、剥层磨损和氧化磨损并存.