Fe3 Al基復(fù)合摩阻材料摩擦磨損行為的研究進(jìn)展

姚 遠(yuǎn)，揭曉華

(廣東工業(yè)大學(xué)材料與能源學(xué)院，廣東 廣州 510006)

1 前 言

摩阻材料(Friction material)是一種由具有高而穩(wěn)定摩擦系數(shù)的材料制成，可產(chǎn)生足夠大摩擦力來實(shí)現(xiàn)動(dòng)力傳遞或動(dòng)能降減的材料，要求兼具較高的摩擦系數(shù)、較好的耐磨性以及一定的力學(xué)性能。根據(jù)基體材料的不同，常見的摩阻材料可分為半金屬型、混合纖維型、金屬粉末燒結(jié)型和C/C型等?；诳煽啃院褪孢m性的考慮，摩阻材料應(yīng)在較大的溫度范圍內(nèi)具備穩(wěn)定的摩擦系數(shù)、較高的耐磨性和可控的噪音水平。

作為金屬基材料特殊形態(tài)，金屬間化合物(Intermetallics)中金屬鍵和共價(jià)鍵共存，且其原子排列長程有序，因而具備一些特殊的性能。其中，F(xiàn)e-Al系以其良好的高溫穩(wěn)定性、優(yōu)良的高溫摩擦磨損性能，兼具密度低、比強(qiáng)度高等優(yōu)點(diǎn)，已作為潛在新型摩阻材料而逐漸受到重視。在多種Fe-Al金屬間化合物中，較多的研究集中于Fe3A1(DO3)這種在中高溫下穩(wěn)定性較好的金屬間化合物。Pang 等[1]認(rèn)為，DO3型Fe3Al的晶胞為體心立方結(jié)構(gòu)，由4個(gè)A2(bcc)晶胞和4個(gè)B2晶胞組成，晶格常數(shù)為0.578nm，分子式可表述為Fe1Fe22Al。

這種二元金屬間化合物的制備方法主要分為兩類。一類是通過反復(fù)碾壓、微鍛等物理手段使某一合金元素固溶至另一合金元素晶格之中，形成穩(wěn)而有序的分子結(jié)構(gòu)，如機(jī)械合金化法 (Mechanical alloying)[2]，這種操作工藝簡易、成本低廉且產(chǎn)物較為純凈單一的制備方法可在較低能態(tài)下輕易生成納米級(jí)粉體產(chǎn)物，在一定程度上避免了高溫制備方法中的熔化、凝固和氧化等問題；另一類是通過高溫、高能物理或化學(xué)反應(yīng)，使得Al與Fe迅速反應(yīng)生成Fe-Al系金屬間化合物，如鋁熱自蔓延(Self-propagating hightemperature synthesis)[3]、激光表面合金化(Laser alloying)[4]、中頻感應(yīng)熔煉(Medium frequency induction melting)[5-6]和等離子熔敷 (Plasma cladding)[7]等。

有別于常見摩阻材料易出現(xiàn)耐熱性差(如纖維材料熱衰減明顯)、脆性大(如半金屬材料邊緣易碎)或成本過高(如C/C型材料)等問題，通過熱等靜壓法制備的Fe3Al復(fù)合材料在較大的溫度范圍(RT～600℃)表現(xiàn)出良好的抗氧化、高耐磨和高強(qiáng)度等特性[8]，且成本遠(yuǎn)低于含有Ti、Ni、Cr等戰(zhàn)略性金屬元素的金屬間化合物和不銹鋼，滿足現(xiàn)代載具高速、重載的發(fā)展對(duì)摩阻材料應(yīng)有更高綜合性能的需要，F(xiàn)e3Al基復(fù)合材料在摩阻材料領(lǐng)域的應(yīng)用前景十分廣闊。

現(xiàn)有文獻(xiàn)多為研究類論文，如李亞敏等[5]討論了Fe3Al金屬間化合物的組織和力學(xué)性能；原晨光等[6]研究了TiC/Fe-Al復(fù)合材料原位制備及其顯微結(jié)構(gòu)等，綜述類文章較少。本文針對(duì)摩擦磨損行為的研究進(jìn)展進(jìn)行綜述。

2 復(fù)合物相對(duì)摩擦磨損行為的影響

出于在耐磨性、耐蝕性的優(yōu)異表現(xiàn)以及低密度、低成本等方面的綜合考慮，F(xiàn)e3Al基金屬間化合物自發(fā)現(xiàn)之時(shí)便極具發(fā)展?jié)摿?，受到國外科研機(jī)構(gòu)及Areelormittal、Ta Ta、POSCO 等 鋼 鐵 公 司 的 廣 泛關(guān)注，開發(fā)出多種Fe-Al鐵素體鋼和Fe-Mn-Al-C系列合金，國內(nèi)的北京科技大學(xué)、東南大學(xué)、蘭州大學(xué)等也取得了一定的成果，如研制出用Fe3Al制備的催化裂化裝置中雙滑動(dòng)閥導(dǎo)軌和烘焙機(jī)電加熱棒等[9]。然而，由于環(huán)境氫脆的影響，F(xiàn)e3Al系金屬間化合物在空氣中僅4.1%的延展率[10]使其不易進(jìn)行加工，須通過添加Cr、Zr、B、Cu、Ni等合金元素來提高韌性、強(qiáng)化晶界或消除孔隙[8]，進(jìn)而提高復(fù)合材料的力學(xué)性能。

材料的耐磨性與強(qiáng)度、硬度、密度等基本性質(zhì)密切相關(guān)。添加Cr、B、Cu等合金元素通常可增強(qiáng)韌性，而強(qiáng)度與硬度通常可通過添加硬質(zhì)質(zhì)點(diǎn)(如碳化物)來增強(qiáng)。Cheng等[11]通過熱壓燒結(jié)制備研究了添加15～35wt.% 的 W0.5Al0.5C0.5對(duì) Fe-15.88Al-5.46Cr(wt.%)常溫摩擦學(xué)性能的影響[10]，發(fā)現(xiàn)基體硬度隨著碳化物含量的增加而增加，耐磨性則先升(0～25wt.%)后降(35wt.%)，但含量為35wt.%時(shí)仍比15wt.%時(shí)要高，摩擦系數(shù)也體現(xiàn)出與耐磨性一致的趨勢(shì)。Mahdi等[12]通過高速火焰噴涂法(HVOF)將Fe3Al、Ti、C 混合粉末噴涂至基體表面形成Fe3Al/TiC覆層，這種含有碳化物硬質(zhì)質(zhì)點(diǎn)的覆層硬度較高，TiC 含量為70mol.%時(shí)維氏硬度為650，幾乎是純Fe3Al的兩倍，且由于大量硬質(zhì)質(zhì)點(diǎn)覆蓋在軟基體表面，因而磨損率遠(yuǎn)低于純Fe3Al覆層和添加10mol.%TiC的復(fù)合覆層，在中高溫下的磨損機(jī)制也從疲勞磨損向粘著磨損轉(zhuǎn)變[13]。此外，Pang等[14]通過等離子體活化燒結(jié)法(SPS)制備的Fe3Al-多壁碳納米管(CNTs)復(fù)合材料的抗壓強(qiáng)度和顯微硬度均遠(yuǎn)高于未添加CNTs和熱壓燒結(jié)(HIP)制備的Fe3Al材料。通過冷壓燒結(jié)，筆者研究了CNTs含量對(duì)基體密度、硬度、摩擦和磨損率的影響[15]。結(jié)果表明，CNTs以線狀或絮狀與基體緊密結(jié)合，分散情況良好。隨著CNTs含量增加，基體密度總體呈現(xiàn)降低趨勢(shì)，硬度和摩擦系數(shù)先升高后降低，而平均磨損面積則先降低后升高，如圖1所示。

圖1 CNTs含量對(duì)摩擦系數(shù)及平均磨損面積的影響[15]Fig.1 Effect of CNTs(%)on coefficient of friction and average wearing area

根據(jù)Archard定律[16](W=KLS/H，其中：W 是磨損量，K 是系數(shù)，L是載荷，S是距離，H 是硬度)，磨損量與載荷、摩擦距離成正比，與表面硬度成反比，而實(shí)際的磨損機(jī)制可能更為復(fù)雜。一般來說，摩擦表面強(qiáng)度和硬度的提高將顯著降低磨損率，但如果硬質(zhì)質(zhì)點(diǎn)(如碳化物)或CNTs等摻雜物添加過多，改變了摩擦表面的內(nèi)部結(jié)構(gòu)，則磨損結(jié)果和機(jī)制可能將完全不同。Cheng等[11]發(fā)現(xiàn)添加硬質(zhì)質(zhì)點(diǎn)可顯著降低未添加時(shí)的嚴(yán)重磨損剝落效應(yīng)，添加量在25wt.%時(shí)幾乎沒有磨屑出現(xiàn)，而添加量增加到35wt.%時(shí)的磨損面雖然更加光滑，但卻出現(xiàn)了嚴(yán)重的剝層和凹陷，磨損機(jī)制也由粘著磨損轉(zhuǎn)變?yōu)閯儗优c氧化磨損。同樣的，添加過量的CNTs也會(huì)造成摩擦表面內(nèi)部疏松而降低耐磨性[15]。

3 試驗(yàn)條件對(duì)摩擦磨損行為的影響

在實(shí)際摩擦磨損試驗(yàn)中，磨損行為表現(xiàn)出的差異性往往與試驗(yàn)條件緊密相關(guān)，如環(huán)境溫度、摩擦速率、試樣載荷、滑動(dòng)距離、環(huán)境氣氛、摩擦副與試樣的相對(duì)硬度等，這些試驗(yàn)條件之間往往還會(huì)相互影響或制約。

3.1 環(huán)境溫度

金屬材料的組織結(jié)構(gòu)、硬度、強(qiáng)度、韌性及表面狀況往往隨溫度升高而產(chǎn)生變化。在實(shí)際應(yīng)用中，材料處于高溫工況或由于劇烈摩擦導(dǎo)致高溫等情況較為常見，因而有必要了解材料的摩擦學(xué)性能隨溫度變化的情況。

Bai等[8]通過 MA-PAS 法原位反應(yīng)制備了Al2O3/Fe-25Al復(fù)合材料并系統(tǒng)研究了材料在Ar氣氛保護(hù)下從室溫到773K 的摩擦學(xué)特性，發(fā)現(xiàn)材料的摩擦系數(shù)隨溫度升高逐漸降低，在637K 達(dá)到最低值0.47，繼續(xù)升溫至773K 則再次升高到0.52，但仍低于473K 時(shí)的0.65，且在所有溫度下的摩擦系數(shù)均低于純Fe-25Al，在4wt.%Cr/Fe3Al-20wt.%Al2O3體系中Bai等也得到了相同的趨勢(shì)[18]。

Zhang 等 分 別 研 究TiC/Fe-28Al-Cr[13]、Ba0.75Sr0.75SO4/Fe3Al[17]體系后發(fā)現(xiàn)，摩擦系數(shù)隨溫度升高總體上也表現(xiàn)出先降后升的趨勢(shì)。值得一提的是，溫度從室溫升高到200℃時(shí)，含有TiC硬質(zhì)質(zhì)點(diǎn)和Ba0.25Sr0.75SO4自潤滑顆粒復(fù)合材料的摩擦系數(shù)均表現(xiàn)出小幅上升的趨勢(shì)，200℃之后再次緩慢下降，而Bai等制備的復(fù)合材料中盡管也含有Al2O3硬質(zhì)材料，但并未觀察到這一現(xiàn)象。以上論著并未深入探討此問題，且所知文獻(xiàn)中均未對(duì)此現(xiàn)象進(jìn)行探討。以上文獻(xiàn)摩擦系數(shù)隨溫度變化情況擬合如圖2所示。

圖2 Fe3 Al復(fù)合摩阻材料的摩擦系數(shù)隨溫度變化擬合圖[8，13，17，18]Fig.2 Variation of friction coefficient of Fe3 Al with the increasing temperature

值得注意的是，Bai等的研究中所使用的摩擦副材料分別為GCr15 軸承鋼[8]和Inconel718 合金[18]，而Zhang等[13-17]的研究中均使用了Si3N4硬質(zhì)球作為摩擦副。溫度升高首先將導(dǎo)致材料表面微膨脹，表面變得更為粗糙，且材料表面粗糙顆粒與基體的結(jié)合力逐漸增強(qiáng)，當(dāng)摩擦副為不易磨損的硬質(zhì)材料(如Si3N4)時(shí)，雙方表面粗糙顆粒的咬合力增強(qiáng)，宏觀上就表現(xiàn)為摩擦系數(shù)的升高；而當(dāng)摩擦副為非硬質(zhì)材料(如GCr15軸承鋼或Inconel718 合金)時(shí)，逐漸軟化的摩擦副在面對(duì)表面強(qiáng)度和硬度逐漸升高的復(fù)合材料時(shí)將首先被磨損，宏觀上就表現(xiàn)為摩擦系數(shù)的降低。

磨損率是除摩擦系數(shù)之外反映磨損狀態(tài)的另一個(gè)重要參數(shù)。影響磨損率的因素多而復(fù)雜，環(huán)境溫度與氣氛、摩擦副的相對(duì)硬度、表面氧化狀況、表面磨屑數(shù)量與成分等都對(duì)磨損率有顯著影響，且磨損率與摩擦系數(shù)也并非完全正相關(guān)，如Zhang[13]發(fā)現(xiàn)Fe3Al在溫度從200℃升到400℃過程中，摩擦系數(shù)緩慢下降(降低12%)，而磨損率卻因氧化加劇而大幅提高(增加200%)，溫度升到600℃時(shí)磨損率又因Fe3Al強(qiáng)度升高[19]而大幅降低(降低50%)[13]。若剔除氧化因素，磨損率的表現(xiàn)則截然不同，不僅隨溫度升高而大幅降低，且Fe-25Al在800℃還能保持極低的磨損率(10-4mm3·N-1·m-1)[8]。由此可見，氧化是中/高溫摩擦磨損中的重要影響因素，控制磨損環(huán)境氣氛中氧含量或增強(qiáng)材料表面抗氧化性是降低磨損率的有效手段。當(dāng)然，氧化并非只有負(fù)面作用，在磨損面上形成適當(dāng)厚度的氧化層有助于保護(hù)基體，且氧化物磨屑還能降低摩擦系數(shù)從而有效降低磨損率[18]。

氧化在影響材料摩擦系數(shù)和磨損率的同時(shí)，還影響著不同溫度下的磨損機(jī)制和磨損形貌。相關(guān)研究表明，F(xiàn)e-25Al在室溫至200℃的空氣中磨損時(shí)由于氧化作用而表現(xiàn)出表面微裂紋、表面分層及嚴(yán)重剝落等典型的疲勞磨損形貌，溫度進(jìn)一步升高時(shí)由于氧化層增厚和基體強(qiáng)度增加而降低了疲勞磨損效應(yīng)，磨損機(jī)制由疲勞磨損向疲勞磨損和粘著磨損共存轉(zhuǎn)變[13]；在有Ar氣氛保護(hù)時(shí)Fe-25Al在室溫至200℃則僅表現(xiàn)出微犁溝等粘著磨損形貌，溫度進(jìn)一步升高時(shí)則由粘著磨損向疲勞磨損轉(zhuǎn)變[8]。

3.2 滑動(dòng)速率

Mahdi等[12]系統(tǒng)研究了含有0～70mol.%TiC 的Fe3Al復(fù)合覆層(300～600 HV)分別在摩擦速率為0.04～0.8m/s時(shí)對(duì)磨Al2O3磨球(1600～1700 HV)的磨損率，發(fā)現(xiàn)磨損率隨摩擦速率增加總體上呈現(xiàn)先上升后降低的趨勢(shì)。當(dāng)TiC 含量較低時(shí)(0～30mol.%)，磨損率隨摩擦速率的變化幅度較為明顯，0.1m/s時(shí)達(dá)到最高值，磨損形貌也由起初的輕微疲勞磨損向疲勞裂紋、表面分層和破碎轉(zhuǎn)變；當(dāng)TiC 含量較高時(shí)(50～70mol.%)，磨損率隨摩擦速率的變化幅度則相對(duì)較小。值得一提的是，當(dāng)摩擦速率較高時(shí)(0.3～0.8m/s)，所有成分體系的磨損率均隨摩擦速率的提高而顯著降低，某些特定成分在0.8m/s的磨損率與0.04m/s時(shí)相當(dāng)(如30mol.%TiC)甚至更低(如70mol.%TiC)，Yang等[20]認(rèn)為此現(xiàn)象的原因是高速滑動(dòng)摩擦產(chǎn)生的瞬時(shí)高溫在復(fù)合材料表面形成了保護(hù)性Fe/Al氧化層，保護(hù)基體免受傷害的同時(shí)降低了摩擦系數(shù)，從而降低了磨損率，磨損機(jī)制也由疲勞磨損向氧化磨損及粘著磨損轉(zhuǎn)變。

Wang等[21]通過MA-PAS 制備了Fe3Al(524±7 HV)，研究了常溫下(載荷10N、滑動(dòng)距離500m)與SS304(230±5 HV)對(duì)磨時(shí)不同摩擦速率下的磨損行為。研究發(fā)現(xiàn)，與Mahdi等所得結(jié)論不同，體積磨損率與摩擦系數(shù)均隨滑動(dòng)速率的增加(0.065～0.39m/s)而顯著降低。Wang等[21]認(rèn)為，對(duì)磨損行為影響較大的是對(duì)磨面間的剪切應(yīng)力和壓應(yīng)力，摩擦速率對(duì)此影響不大。但提高摩擦速率將顯著升高摩擦表面的瞬時(shí)溫度，從而大幅提高SS304向Fe3Al的轉(zhuǎn)移量，故而顯著降低了體積磨損率，如表1所示。

表1 Fe3 Al合金在不同滑動(dòng)速度下的摩擦系數(shù)、磨損量和磨損率[21]Table 1 Fiction coefficient，wear mass loss and volume wear rate of Fe3 Al alloys at different sliding speed

在上述試驗(yàn)中，Mahdi使用Al2O3磨球的硬度(1600～1700HV)遠(yuǎn)大于0～70mol.%TiC/Fe3Al的硬度(300～600HV)，因而在摩擦試驗(yàn)中主要是Fe3Al被磨損；而Wang使用的摩擦副是硬度較低的SS304(230±5HV)，因而在摩擦試驗(yàn)中將主要被磨損，且一部分磨損產(chǎn)物還將粘附至Fe3Al基體表面。由此可見，對(duì)磨表面相對(duì)硬度的差異可能是影響試驗(yàn)結(jié)果和磨損機(jī)制的關(guān)鍵，選擇不同的對(duì)磨體系將有可能完全改變相同摩擦條件下同種材料的磨損行為。

3.3 摩擦載荷

Yong-Suk Kim 等[22]分別研究了在室溫下具有25%、28%、30% Al含量的B2-Fe3Al和DO3-Fe3Al合金在低載荷下(2～7N)對(duì)磨AISI 52100 鋼球(845HV)的干摩擦學(xué)性能，發(fā)現(xiàn)兩種有序結(jié)構(gòu)合金的磨損行為在給定條件下差異不大且DO3型磨損率稍高，且均隨載荷增加而逐漸增大。此外，B2-Fe3Al磨損率曲線斜率表現(xiàn)出隨載荷增加而變大的趨勢(shì)，這說明載荷不同時(shí)磨損機(jī)制存在一定的差異性。進(jìn)一步通過SEM 觀察磨損表面發(fā)現(xiàn)，低載荷(2N)下的磨損機(jī)制主要是微犁溝，增大載荷則磨損機(jī)制有向犁溝與表面層剝落共存轉(zhuǎn)變的趨勢(shì)。他認(rèn)為這一機(jī)制的主要原因是滑動(dòng)摩擦中表面反復(fù)接觸致使應(yīng)力積累，表層下方的位錯(cuò)密度逐漸增大并沿著高密度位錯(cuò)形成微裂紋，最終導(dǎo)致磨損表面的剝落，表面層下位錯(cuò)聚集所處的深度決定了材料的磨損率。

一些文獻(xiàn)報(bào)道了更高載荷下材料的摩擦磨損行為。Zhang 等[23]使用等離子噴涂法制備了Fe3Al-Al2O3涂層，并研究了載荷為40～80N 時(shí)對(duì)磨硬質(zhì)金屬的摩擦學(xué)特性，發(fā)現(xiàn)摩擦系數(shù)和磨損率均隨載荷增加而增大，且重載下(80N)的磨損率增加得更多。與之不同的是，文獻(xiàn)[21]的結(jié)果表明，載荷在10～50N之間時(shí)變化時(shí)，F(xiàn)e3Al的磨損率先隨載荷增加而增加，在載荷為30N 時(shí)達(dá)到最大值，隨后逐漸下降。Fe3Al磨損率下降的主要原因是當(dāng)載荷增大時(shí)，硬度較低的SS304對(duì)磨副在重載導(dǎo)致的高剪切力和瞬時(shí)高溫的共同作用下更易被磨損且更快地涂覆至Fe3Al表面，從而降低了Fe3Al的磨損率，而當(dāng)對(duì)磨副為高硬度材料時(shí)則不會(huì)出現(xiàn)此現(xiàn)象。這進(jìn)一步證實(shí)了摩擦副的相對(duì)硬度在影響摩擦磨損機(jī)制中的重要作用。

4 展 望

由于在中高溫下具有優(yōu)異的機(jī)械性能和摩擦磨損性能，F(xiàn)e3Al可用作高溫下機(jī)械接觸部件、表面涂層材料或剎車材料而備受關(guān)注。通過添加Zr、Cr、Cu、B等合金元素和CNTs、Al2O3、TiC 等復(fù)合材料，F(xiàn)e3Al金屬間化合物的室溫延展性、硬度、強(qiáng)度等機(jī)械性能和摩擦磨損性能已得到大幅改善。

1.已有多種制備方法，但可獲得純度高且晶體結(jié)構(gòu)相同的Fe3Al金屬間化合物的報(bào)道尚未見到。制備工藝有待進(jìn)一步發(fā)展和提高。

2.現(xiàn)有文獻(xiàn)主要研究的是Fe3Al復(fù)合材料的性能特點(diǎn)，其作為摩阻或耐磨材料時(shí)的噪音水平、振動(dòng)幅度等舒適性研究有待加強(qiáng)。

3.當(dāng)摩擦副的相對(duì)硬度保持一定時(shí)，如基體硬度遠(yuǎn)大于(遠(yuǎn)小于、相當(dāng)于)摩擦副材料硬度時(shí)，即便添加的復(fù)合材料完全不同，摩擦系數(shù)和磨損率在不同環(huán)境溫度、摩擦速率、摩擦載荷下均有相同的趨勢(shì)變化；反之，即便材料體系相同，摩擦磨損行為卻可能完全不同。這說明相對(duì)硬度可能是影響材料摩擦磨損行為的關(guān)鍵，有必要開展進(jìn)一步的研究。