劉 升，方子皓，鄒 佩，彭 田

(武漢科技大學，省部共建耐火材料與冶金國家重點實驗室，武漢 430081)

0 引 言

高鋁鋅合金在常溫下具有優(yōu)良的耐磨性和加工成型性，且成本低廉，廣泛應用于發(fā)動機活塞和傳動軸襯等零部件[1-2]；但同時也存在線膨脹系數(shù)較低、耐熱性能較差和抗蠕變性能不足等缺點，在服役過程中也易發(fā)生磨損而失效[3]。生產(chǎn)實踐表明，以高鋁鋅合金為基體，采用攪拌鑄造法加入熱物理性能穩(wěn)定的納米碳化硅顆粒(SiCp)制備的陶瓷增強金屬基復合材料，能有效彌補上述高鋁鋅合金的不足[4-5]。然而，攪拌鑄造制備的復合材料鑄態(tài)組織粗大，成分不均勻，增強體顆粒與基體會發(fā)生界面反應且形成氣孔縮松等缺陷；如何控制增強體顆粒在基體內部的均勻分散也是制備高性能復合材料的關鍵[6-9]。

在熔煉過程中，對熔體施加單一機械攪拌[10-11]或者單一超聲處理[12-13]，可以在一定程度上提升增強體顆粒的分散性；若同時施加機械攪拌和超聲處理，則可以得到組織細化、增強體均勻分布于鑄態(tài)組織的顆粒增強金屬基復合材料。這種施加機械攪拌和超聲處理的工藝在制備顆粒增強鋁基和鎂基復合材料中研究較多[14-17]，在高鋁鋅合金基復合材料制備中應用較少。為此，作者在熔煉制備納米SiCp增強高鋁鋅合金復合材料的過程中，對熔融合金施加了機械攪拌和超聲處理，研究了不同攪拌和超聲處理條件下所得鑄態(tài)復合材料的顯微組織、顯微硬度和摩擦磨損性能，為納米SiCp增強高鋁鋅基復合材料的制備和應用提供工藝指導。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗原材料包括0號鋅錠、純度99.9%的鋁錠、T2紫銅顆粒、分析純(純度99.9%)鎂顆粒、粒徑為100 nm的納米SiCp、六氯乙烷和氟硼酸鉀等，均為市售。

首先熔煉制備Zn-Al基體合金。按照名義成分(質量分數(shù))為36.5Al-2.5Cu-1.0Mg-60Zn進行配料，將鋁錠放在石墨坩堝中置于SG2-3-10型電阻爐內加熱至735 ℃后保溫，待鋁塊全部熔化后加入鋅錠、紫銅顆粒和鎂顆粒，并將用鋁箔包裹的一定量六氯乙烷和氟硼酸鉀粉末沉入金屬液中，攪拌，扒渣后澆注制得Zn-Al基體合金塊。隨后，采用不同熔煉工藝制備納米SiCp/Zn-Al復合材料。取等質量Zn-Al基體合金，重熔后，通過石英管用氬氣將質量分數(shù)0.1%的納米SiCp吹入合金液中，采用表1中設定的熔煉工藝處理20 min，全程進行氬氣保護，并靜置2 min后扒渣，澆鑄在金屬模具中獲得尺寸為φ40 mm×100 mm的鑄態(tài)復合材料。

采用Zetium Metals Vision 9900-Series型熒光分析儀對所得復合材料進行化學成分檢測。不同熔煉工藝下各試樣的化學成分以及增強體納米SiCp的含量如表1所示，可知直接熔煉時(M0試樣)納米SiCp的損失最多，僅施加機械攪拌熔煉時(M1試樣)納米SiCp的損失量減少，僅施加超聲處理(M2試樣)與同時施加機械攪拌和超聲處理熔煉時(M3試樣)納米SiCp的損失量相當，均最少。在熔煉時同時施加機械攪拌和超聲處理可以減少基體成分和增強體的損耗。

表1 不同熔煉工藝制備復合材料的組成Table 1 Composition of composites obtained by differernt smelting processes %

1.2 試驗方法

在鑄態(tài)復合材料上取樣，經(jīng)粗磨、細磨、拋光后，在40 ℃腐蝕液中腐蝕2～3 min，腐蝕溶液由體積比為2…3…5…190的HF、HCl、HNO3和H2O組成。腐蝕后的試樣經(jīng)酒精清洗和熱風吹干后，在ZEISS HAL-100型光學顯微鏡下觀察顯微組織。采用XPert PRO MPD型X射線衍射儀(XRD)進行物相分析，靶材為銅靶，以掃描速率為4(°)·min-1進行連續(xù)掃描，掃描范圍為10°～80°。使用HV-1000/HV-1000A型維氏顯微硬度計進行硬度測試，載荷為1.961 N，保載時間為10 s，測試位置分別位于截面心部、1/4厚度處和截面邊緣處。

將鑄態(tài)復合材料加工成尺寸為φ40 mm×5 mm的磨損試樣，且保證待磨面的表面粗糙度Ra為6.3 μm。在BMT-I型多功能材料表面性能綜合測試儀上采用往復式滑塊摩擦磨損方式進行干摩擦磨損試驗，采用球/面接觸方式，摩擦偶為硬度760 HV的GCr15鋼球，摩擦載荷分別為10，40，100 N，往復頻率分別為1，2，4，6 Hz，往復長度為5 mm，摩擦磨損時間為10 min。在摩擦磨損過程中，由儀器自動記錄摩擦因數(shù)的變化，采用TP1000型無紙溫度記錄儀記錄摩擦溫度變化曲線[14]。采用外形尺寸變化法測定磨損率，即單位摩擦時間的體積損失。使用ZEISS HAL-100型光學顯微鏡觀察摩擦磨損表面劃痕形貌。

2 試驗結果與討論

2.1 鑄態(tài)組織與物相組成

由圖1可以看出，不同熔煉工藝所得復合材料的顯微組織均主要由銀白色的鋁鋅固溶體和黑色的SiC組成。M0試樣(直接熔煉)中出現(xiàn)較多的黑色團體(圓圈所示)和灰色的片狀物質(方框所示)，黑色團體是團聚的SiC，片狀物質是熔煉中形成的夾渣；M0試樣中的銀白色鋁鋅固溶體枝晶大而長。M1試樣(施加機械攪拌)中黑色團體較少，也無明顯的灰色片狀物質，表明SiCp分散效果有所改善且無明顯夾渣；鋁鋅固溶體枝晶變短。M2試樣(施加超聲處理)中黑色團體更少，晶粒細小，枝晶少而長，也無明顯夾渣。M3試樣(同時施加機械攪拌和超聲處理)中黑色團體與M2試樣中相差不明顯，晶粒分布密實均勻，晶粒尺寸介于M2試樣和M1試樣之間。

圖1 不同復合材料試樣的顯微組織Fig.1 Microstructures of different composite samples: (a) M0 sample; (b) M1 sample; (c) M2 sample and (d) M3 sample

納米SiCp由于尺寸細小，自發(fā)分散的效果較差，直接熔煉時極易在鋁鋅合金熔體中團聚而形成較大的夾渣缺陷，與合金液之間的浸潤較弱。在熔煉過程中施加機械攪拌后，熔體內部形成力場，增強了納米SiCp和合金液之間相互浸潤的驅動力，并且這種力場作用可以破壞納米SiCp因自身極性而產(chǎn)生的團聚，也能抑制枝晶的長大，但是攪拌也會將少量空氣混入熔體中，使熔體發(fā)生氧化而形成夾渣。在熔煉過程中進行超聲處理時，熔體中因引入聲場而產(chǎn)生空化和聲流效應，空化和聲流在合金液內部形成持續(xù)高頻的微振動力，不斷分散納米SiCp，還附帶形成攪拌而對熔體產(chǎn)生均勻化作用，導致鋁鋅固溶體結晶被抑制，并且由于超聲在熔體內部作用，減少了空氣的混入從而降低了夾渣含量。在熔煉過程中同時進行機械攪拌和超聲處理，不僅能更好地促進納米SiCp在熔體中的分散，還能使機械攪拌時混入熔體的空氣泡在超聲場的作用下破碎而自然溢出，從而提高熔體的潔凈度，因此形成了晶粒分布密實均勻的微觀形貌。

由圖2可以看出：納米SiCp/Zn-Al復合材料的物相包括由面心立方結構α(Al,Zn)富鋁相和密排六方結構η(Al,Zn)富鋅相組成的Al0.4Zn0.6相,以及AlZn、Mg2Zn11、Al3Mg2、CuZn、CuZn4等化合物，同時還存在尖晶石結構的MgAl2O4化合物和SiC，以及未列出的微量Al4C3和Al9Si等化合物。M0和M1試樣中的銅鋅化合物存在形式不同，M0試樣中以CuZn形式存在，M1試樣中以CuZn4形式存在，兩者均為密排六方結構。M2和M3試樣中幾乎未出現(xiàn)MgAl2O4化合物，表明熔煉時施加超聲處理不僅降低了熔體中氧化反應的發(fā)生，也抑制了SiC和基體合金之間的界面反應。復合材料XRD譜中多個SiC峰的出現(xiàn)表明熔煉過程中SiC進入了基體合金中，根據(jù)其衍射峰數(shù)量，推斷在熔煉時施加超聲處理更能促進合金基體對納米SiCp的浸潤。

圖2 不同復合材料試樣的XRD譜Fig.2 XRD patterns of different composite samples: (a) M0 sample; (b) M1 sample; (c) M2 sample and (d) M3 sample

2.2 顯微硬度

由圖3可以看出：直接熔煉的M0試樣截面心部和邊緣的顯微硬度分別為137.24，156.99 HV；分別施加機械攪拌和超聲處理熔煉的M1和M2試樣的截面心部硬度比M0試樣分別提高了1.8%，3.9%，截面邊緣硬度分別提高了1.4%和3.9%；同時施加機械攪拌和超聲處理熔煉的M3試樣顯微硬度最高，截面心部和截面邊緣硬度分別為144.27，164.41 HV，較M0試樣心部和邊緣分別提高了5.1%，4.7%；M0和M1試樣截面1/4厚度處的顯微硬度幾乎不變，M2和M3試樣此位置的硬度也近乎相等，并且M2試樣比M1試樣提高了4.9%；所有復合材料試樣截面邊緣處的顯微硬度均高于截面其他位置，截面心部的顯微硬度最低。在凝固過程中，材料截面邊緣的凝固速率較快，形成的晶粒比較細小，越向心部靠近，凝固速率越慢，晶粒相對粗大，因此心部顯微硬度較低。結合圖2分析可知，直接熔煉時的鋁鋅固溶體枝晶相對粗大，分別施加機械攪拌和超聲處理熔煉后，枝晶細化，而同時施加機械攪拌和超聲處理后，枝晶更加細化密實，但是顯微組織在相結構上并沒有太大變化，因此顯微硬度整體只是略有差別。

圖3 不同復合材料試樣截面不同位置處的顯微硬度Fig.3 Microhardness at different positions on section of different composite samples

2.3 摩擦磨損性能

由圖4可知：在干摩擦過程中M0試樣的亞表面溫度開始變化平緩，中間劇烈，隨后緩慢升高直至平穩(wěn)；而M1、M2和M3試樣的亞表面溫度均在摩擦開始后的前30 s內劇烈升高，隨后趨于平穩(wěn)；到達平穩(wěn)階段后，M0、M1、M2和M3試樣亞表面的干摩擦溫度分別達到196.0，184.5，178.8，174.5 ℃。摩擦引起接觸表面溫度升高，降低了接觸區(qū)的變形抗力。在摩擦剪應力的持續(xù)作用下接觸面發(fā)生塑性變形直至斷裂并脫離母體形成飛屑，飛屑帶走了接觸區(qū)的部分熱量使得接觸區(qū)溫度降低，即摩擦引起溫度升高，磨損導致溫度降低，由此導致曲線的波動。直接熔煉時形成的夾渣以及SiC團聚等原因進一步促進了飛屑的形成，使得亞表面溫度來不及升高，所以開始階段溫度較平穩(wěn)；其他3種熔煉工藝下，由于夾渣少且組織相對均勻，亞表面熱量持續(xù)累積，導致溫度劇烈升高。

圖4 摩擦磨損試驗時不同復合材料試樣的亞表面溫度曲線Fig.4 Temperature curves on sub-surface of different composite samples during friction and wear tests

由圖5可知：不同工藝熔煉的試樣在摩擦載荷為10 N、往復頻率為6 Hz時的摩擦因數(shù)主要在0.31和0.40之間變化；M0、M1、M2和M3試樣的平均摩擦因數(shù)分別為0.38，0.33，0.32，0.31，同時施加機械攪拌和超聲處理較直接熔煉時的摩擦因數(shù)降低了18.4%。熔煉時的機械攪拌和超聲處理均能減少夾渣，使得SiC分散情況得到改善，組織變得均勻，因此M1、M2和M3試樣的摩擦因數(shù)相差不大。

圖5 在摩擦載荷10 N、往復頻率6 Hz下不同復合材料試樣的摩擦因數(shù)曲線Fig.5 Friction factor curves of different composite samples under 10 N friction load and 6 Hz reciprocating frequency

由圖6可知：不同熔煉條件所得復合材料試樣的磨損量均隨著往復頻率或摩擦載荷的增加而增大；在相同摩擦載荷和往復頻率(除了摩擦載荷40 N、往復頻率2 Hz條件)下，M0、M1、M2和M3試樣的磨損量依次呈減小趨勢，但當摩擦載荷增至100 N后，不同熔煉工藝所得試樣的磨損量差值很小。同時施加機械攪拌和超聲處理熔煉所得復合材料在不同摩擦載荷和往復頻率下的磨損量均最小，在小載荷低頻率(10 N，1 Hz)、小載荷高頻率(10 N，6 Hz)、中載荷高頻率(40 N，6 Hz)、大載荷高頻率(100 N，6 Hz)下的磨損量比直接熔煉試樣分別降低約77.4%，52.9%，43.3%，52.5%。

圖6 不同載荷下不同復合材料試樣的磨損量隨往復頻率的變化曲線Fig.6 Curves of wear loss vs reciprocating frequency of different composite samples under different loads

2.4 磨損形貌

由圖7可知，M0和M1試樣磨損表面的細孔較多，有明顯的犁溝和劃痕，以及大片的脫落和涂抹；M2試樣和M3試樣磨損表面的細孔較少，出現(xiàn)明顯的斷裂紋路，脫落部分較少。脫落部分若沒有及時離開母體，就會在摩擦接觸壓應力作用下繼續(xù)與母體發(fā)生相對滑動，產(chǎn)生更高的溫度導致與母體局部形成黏著效應，隨后摩擦區(qū)的增強體和金屬之間的結合在相對滑動作用下被破壞，含有增強體的部分從母體上被拉拽下來形成涂抹，由此可確定磨損機制為黏著磨損。在復合材料中，α(Al,Zn)富鋁相為面心立方結構，具有優(yōu)良的延展性，在摩擦過程中構成基體的耐磨部分；η(Al,Zn)富鋅相、CuZn和CuZn4為密排六方結構，具有較大的軸比而呈現(xiàn)出良好的涂抹性能，在摩擦過程中充當潤滑劑構成減摩部分；納米SiCp主要起第二相強化作用，同時還在復合材料中充當了耐磨部分。

圖7 在摩擦載荷100 N、往復頻率6 Hz下不同復合材料試樣的磨損形貌Fig.6 Wear morphology of different composite samples under 100 N friction load and 6 Hz reciprocating frequency: (a) M0 sample; (b) M1 sample; (c) M2 sample and (d) M3 sample

結合圖4和圖6推斷：試樣在干摩擦過程中，摩擦表面和摩擦亞表面共同組成的摩擦接觸區(qū)溫度持續(xù)升高，降低了此區(qū)域材料的變形抗力；在摩擦剪應力的持續(xù)作用下該區(qū)域發(fā)生塑性變形，隨后在相對滑動的作用下,材料與母體斷裂，從而形成犁溝和飛屑；脫落的材料在摩擦接觸壓應力作用下繼續(xù)與基體發(fā)生相對滑動形成涂抹，涂抹部分在摩擦高溫和擠壓下形成與母體局部的黏著效應。由此進一步確定磨損機制為黏著磨損。

3 結 論

(1) 在Zn-Al合金塊中添加質量分數(shù)1%納米SiCp進行鑄造制備納米SiCp/Zn-Al復合材料，在熔煉時同時施加機械攪拌和超聲處理較直接熔煉不僅可以減少基體成分和增強體的損耗，還能實現(xiàn)SiCp的均勻分散，獲得尺寸均勻的細小晶粒。

(2) 同時施加機械攪拌和超聲處理熔煉后復合材料截面心部和截面邊緣顯微硬度最大，分別為144.27，164.41 HV，較直接熔煉試樣分別提高5.1%，4.7%；只施加機械攪拌和只施加超聲處理熔煉后，復合材料截面心部和邊緣的顯微硬度比直接熔煉時略微增大；施加超聲處理與同時施加機械攪拌和超聲處理熔煉后復合材料截面1/4厚度處的顯微硬度近乎相等，較僅施加機械攪拌提高了4.9%。

(3) 直接熔煉以及施加機械攪拌、超聲處理和機械攪拌聯(lián)合超聲處理熔煉時復合材料的摩擦因數(shù)分別為0.38，0.33，0.32，0.31；直接熔煉所得復合材料的耐磨性能最差，同時施加機械攪拌和超聲處理的耐磨性能最優(yōu)，在小載荷低頻率、小載荷高頻率、中載荷高頻率和大載荷高頻率下，磨損量比直接熔煉分別降低77.4%，52.9%，43.3%，52.5%，磨損機制均為黏著磨損。