1. 引言
随着航空航天、军工、机械工业的发展，人们对复合材料的性能要求越来越高，SiCp/Al复合材料由于其具有轻质高强，耐磨损，耐腐蚀、良好尺寸稳定性的特性而受到广泛关注[1]-[4]，有望在轻质高强耐磨制动领域得到应用。大多数研究者的研究集中在用Al2O3、SiC、Si3N4和TiC等增强的铝基复合材料上[5]-[8]。其中，SiC颗粒具有较高的强度，高耐磨性，优异的抗热震性，以及低的热膨胀系数[8]-[10]。但SiCp/Al复合材料在摩擦制动环境下不可避免将会面临高温和氧化的问题，SiCp/Al复合材料在高温条件下表面产生的氧化物将直接影响摩擦界面，此外高温下材料内部微观组织也会受到影响，从而影响其摩擦磨损机制。高温氧化后SiCp/Al复合材料的摩擦学行为及磨损机理对于零部件的性能和服役寿命也至关重要。王召明等[11]探究了SiCp/A356复合材料高温下的摩擦磨损性能，认为高温下复合材料主要发生氧化磨损和疲劳磨损。热处理是改善材料力学性能的常用有效手段。Lakshmikanthan等[12]探究了T6热处理的时效温度对双粒径SiCp/A357复合材料力学和摩擦学性能的影响，结果表明4%粗颗粒 + 2%细颗粒的复合材料具有最佳耐磨性，而经180℃时效温度处理的双粒径SiCp/A357力学性能和耐磨性明显提高。RAO [13]和张洋[14]等分别研究了固溶和时效处理对Al-Cu-Mg/SiCp复合材料摩擦磨损行为的影响，结果表明热处理后复合材料的强度、耐磨性和摩擦系数均有所提高。Aksöz等[15]探究了T7热处理对真空渗透法制备的低体积分数SiCp/AA2014复合材料干滑动摩擦磨损性能的影响，研究表明T7热处理后的复合材料孔隙率降低，硬度提高，摩擦系数降低，从而提高了耐磨性。Song [16]等研究了不同温度的热循环处理对SiCp/A356复合材料摩擦性能的影响，结果表明，经过热循环处理后，因为第三体膜更容易在材料表面形成，导致材料的平均摩擦系数降低，当循环温度高于200℃时，基体发生严重的机械损伤和界面退化，材料的摩擦性能迅速下降。Zhou [17]等对铸造成形铝基复合材料在510℃进行固溶处理，并通过180℃时效处理，然后空气冷却，研究了其摩擦磨损性能，研究结果表明，经过热处理后对铝基复合材料的硬度和抗拉强度有所提高，铝基复合材料的摩擦磨损机制是氧化磨损、粘着磨损、磨料磨损、剥离磨损、高温软化和部分熔融的复合磨损机制。其中，粘着磨损、高温基体软化和局部熔化是主要的磨损机制。
由此可见，高温将会对铝基复合材料的微观组织和力学性能产生显著的影响。但是，目前研究长时高温氧化对SiCp/Al复合材料的摩擦磨损行为的报道还较少。因此本文拟对SiCp/Al复合材料开展长时高温氧化和摩擦磨损试验，研究高温氧化对SiCp/Al复合材料摩擦性能和组织的影响，重点研究高温氧化对SiCp/Al复合材料摩擦磨损行为的影响规律。
2. 实验
本研究采用粉末冶金法制备的SiCp/Al复合材料，并在180℃下经过固溶时效处理，增强相颗粒SiCp平均尺寸约为20 μm，加入量为30 vol.%，基体为Al-Cu-Mg系合金。将粉末冶金烧结所得合金块体用电火花线切割制得尺寸为30 × 20 ×3 mm的氧化实验样品，通过箱式电阻炉在300℃、400℃的温度下氧化25 h，以下将这两个试样分别命名为300℃-25 h、400℃-25 h试样，未氧化试样命名为烧结态。然后对以上三个试样进行摩擦实验。滑动摩擦试验采用兰州中科凯华GF-I型往复摩擦磨损试验机，摩擦对偶为φ6 mm的GCr15小球，试验参数为线速度120 mm/s，载荷设定20 N，摩擦时间20 min，摩擦往复行程为10 mm。每个样品相同摩擦试验条件需要重复进行3次。称量试验前后样品质量，其差值为磨损质量，测量 5次取平均值。采用高功率转靶X射线衍射仪对复合材料进行物相分析，通过TESCAN-MIRA4场发射扫描电镜及其附带能谱仪对氧化实验的基体、氧化截面，摩擦试验过程中产生的磨痕、磨屑进行显微表征与元素分析。
3. 结果与讨论
3.1. 烧结态以及高温氧化SiCp/Al复合材料微观组织
图1为烧结态SiCp/Al复合材料扫描电镜微观组织、XRD和能谱分析。由图1(a)大致可以看出烧结态SiCp/Al复合材料主要有三种不同颜色的相，灰色基体为α-Al，结合图1(b)，图1(c)显示出白色相其成分由Al、Cu、还有一部分Mg元素组成，可以推断为θ相(Al2Cu)和S相(Al2CuMg)的共晶体，图1(d)显示出灰黑色相其成分由Si、C元素组成，为SiC颗粒，少量的黑色点则为孔洞。图1(b)根据文献报道[18]，Cu/Mg比是决定Al-Cu-Mg合金体系强化相的重要指标，当比值大于8时，主要强化相为Al2Cu；当比值为4~8时，由Al2Cu和Al2CuMg作为共同强化相；当比值小于4时，Al2CuMg为最有效的强化相。在本实验材料中Cu/Mg比最大为3.63，Al2CuMg相的衍射峰强度最高，即说明含量最多，与文献中相符。
Figure 1. SEM and XRD analysis of as-sintered SiCp/Al composites: (a) as-sintered state, (b) XRD, (c) EDS of P1, (d) EDS of P2
图1. 烧结态SiCp/Al复合材料SEM和XRD分析：(a) 烧结态，(b) XRD，(c) EDS of P1，(d) EDS of P2
图2为SiCp/Al复合材料烧结态、300℃-25 h以及400℃-25 h试样的XRD分析。可以看出其主要成分为α-Al、Al2Cu相、Al2CuMg相、SiC、MgO、MgAl2O4。由于经过氧化后的SiCp/Al复合材料表面Al2O3非常薄，所以在XRD上并未检测到Al2O3的存在。
Figure 2. XRD analysis of SiCp/Al composites after high-temperature oxidation
图2. 高温氧化后SiCp/Al复合材料的XRD分析
图3(a)，图3(b)为SiCp/Al复合材料300℃-25 h试样氧化表面横截面微观组织照片及其能谱元素分析。从图3(a)中可以看见极个别缺陷(如SiC开裂、界面脱粘)。图3(b)中可以看出300℃氧化25 h后表面有Al元素、O元素富集，形成了一层氧化膜，并且氧化膜较薄且致密。图3(c)，图3(d)为SiCp/Al复合材料经过400℃氧化25 h后氧化层微观组织照片及其元素能谱分析。从图3(c)中可以看出越靠近表面，SiCp/Al复合材料Al基体与SiC结合界面损伤越严重，结合图3(d)能谱元素分析可以看出表面有Al、O、Mg元素富集，富集程度较300℃加深，并且厚度增加，这表明两者氧化膜的组成并不相同。在高温氧化过程中，基体中的Mg和Al元素向界面区域扩散。由于界面是材料中的高能区域(如晶界、相界或残余应力集中区)，元素在此处的扩散速率显著加快。Shi [19]等研究发现，Mg是活泼元素，易于在界面处富集，但是MgO在高温下不稳定，与Al基体反应形成稳定的MgAl2O4相。而MgAl2O4相在界面处呈离散颗粒或连续层状分布，与基体/颗粒的结合力较弱，在机械载荷或热应力作用下易发生界面脱粘。再结合图2 XRD分析可以知道还有MgO、MgAl2O4的存在，因此推断400℃-25 h样品的氧化膜的组成为Al2O3、MgO、MgAl2O4。
Figure 3. Cross-sectional SEM of oxidized surface of SiCp/Al composites after high-temperature oxidation: (a) 300˚C-25 h, (b) elemental energy spectrum analysis, (c) 400˚C-25 h, (d) elemental energy spectrum analysis
图3. 高温氧化后SiCp/Al复合材料氧化表面横截面SEM：(a) 300℃-25 h， (b) 元素能谱分析， (c) 400℃-25 h， (d) 元素能谱分析
图4为SiCp/Al复合材料烧结态、300℃-25 h以及400℃-25 h试样的微观组织照片对比。从图4(b)可以看出SiCp/Al复合材料经过300℃氧化25 h后，SiCp/Al复合材料在晶界大量析出细小沉淀相。其原因是Al2CuMg相和Al2Cu倾向于在晶界处形核，由于温度较低，原子扩散速率有限，析出相Al2CuMg和Al2Cu形核率高但长大速率极低，导致Al2CuMg和Al2Cu尺寸细小且分布均匀。有研究表明，高温下合金元素通过固溶处理溶入基体中，形成过饱和固溶体，而后在时效阶段基体中弥散析出大量的细小沉淀相[20]。对比烧结态可以发现有少数SiC颗粒与Al基体发生了脱粘。图4(c)为SiCp/Al复合材料经过400℃氧化25 h后基体微观组织照片，其组织与烧结态类似，并未有明显变化。但是可以看见SiC颗粒中间产生了裂纹，并且SiC颗粒与Al基体界面结合较300℃时进一步减弱。
Figure 4. SiCp/Al composite SEM after high temperature oxidation: (a) as-sintered state, (b) 300˚C-25 h, (c) 400˚C-25 h
图4. 高温氧化后SiCp/Al复合材料SEM：(a) 烧结态，(b) 300℃-25 h，(c) 400℃-25 h
3.2. 硬度
图5为SiCp/Al复合材料烧结态、300℃-25 h以及400℃-25 h试样的硬度对比，可以发现SiCp/Al复合材料经过高温氧化后其硬度明显降低。在烧结态下，Al2Cu和Al2CuMg相尺寸较大，热稳定性较高，Al2Cu相的四方结构能更有效阻碍位错运动，并且SiC颗粒与基体界面结合良好，界面处应力集中较小，所以硬度较大。SiCp/Al复合材料经过300℃氧化25 h后，Al2Cu和Al2CuMg相尺寸减小，主要密集的分布在晶界处，破坏了晶界的连续性，并且在氧化过程中Mg元素向晶界扩散，导致基体中固溶的Mg减少，削弱了固溶强化效果，导致硬度降低。SiCp/Al复合材料在经过400℃氧化25 h后因为其组织与烧结态相比并未有所变化，但是因为界面处脆性的MgAl2O4相，降低界面结合强度，所以硬度略低于烧结态。
Figure 5. Hardness of SiCp/Al composites after high-temperature oxidation
图5. 高温氧化后SiCp/Al复合材料硬度
3.3. 摩擦磨损实验
3.3.1. 摩擦系数与磨损量
图6为SiCp/Al复合材料烧结态、300℃-25 h以及400℃-25 h试样的滑动摩擦系数与时间的关系曲线。由图6可以看出300℃-25 h试样在摩擦前期的摩擦系数直接上升，并未经历跑合期，摩擦系数较大。而SiCp/Al复合材料经过400℃氧化25 h后摩擦系数明显低于300℃-25 h的试样，与烧结态相比，前中期摩擦系数也是低于烧结态试样，摩擦初始阶段还经历一个较长的跑合期，后期稳定时与烧结态基本一致。结合图3(d)的能谱分析可以看出经过400℃氧化时，其Mg的富集程度要高一点，表明其氧化膜组成与其它样品有所不同，其组成可能包含Al2O3、MgO、MgAl2O4，这可能时导致其摩擦系数略微低于烧结态的原因。在中后期时氧化膜的形成速率和破坏速率达到相对稳定时，摩擦系数趋于稳定。在许多研究中已经观察到这种现象[13] [21]。而SiCp/Al复合材料在经过300℃氧化后，其Mg的富集程度较低，氧化膜组成为一层较薄的Al2O3，在摩擦过程中并未起到保护Al基体的作用，并且由于其硬度大幅度降低，随着往复式摩擦试验的进行，前期产生和堆积的磨屑粘附在摩擦表面，从而导致其摩擦系数持续上升。
Figure 6. Friction coefficient of SiCp/Al composites after high-temperature oxidation
图6. 高温氧化后SiCp/Al复合材料摩擦系数
图7为摩擦试验后三个样品磨损量对比。300℃-25 h试样磨损量最大，400℃-25 h次之，烧结态最小。由于300℃-25 h试样的硬度最小，其氧化膜组成仅为较薄的一层Al2O3，造成摩擦系数最高，在磨损过程中并未对Al基体起到保护作用，所以导致其磨损量最大。而400℃-25 h试样由于硬度接近于烧结态，表面的氧化膜组成为Al2O3、MgO、MgAl2O4，比300℃-25 h试样的氧化膜更厚一点，导致其平均稳态摩擦系数较小，在磨损前期对Al基体起到了一定的保护作用，所以其磨损量低于300℃-25 h试样。又因为400℃的高温导致SiC颗粒与Al基体的结合产生了不利的影响，并且还伴随有SiC颗粒的破碎，在摩擦过程中更容易摩擦脱落，所以其磨损量高于烧结态。
总体上SiCp/Al复合材料不管是烧结态还是经过高温氧化后，其磨损量都是较低的，可能是因为SiCp/Al复合材料表面形成了一层连续摩擦膜。摩擦膜在摩擦过程中保持其连续性和稳定性，阻止了SiCp/Al复合材料和对偶球之间的直接接触，并最大限度地减少SiCp/Al复合材料的磨损损失。
Figure 7. Wear loss of SiCp/Al composites after high-temperature oxidation
图7. 高温氧化后SiCp/Al复合材料磨损量
3.3.2. 表面磨痕形貌
图8为摩擦试验后SiCp/Al复合材料烧结态、300℃-25 h以及400℃-25 h试样的磨痕图。SiCp/Al复合材料摩擦表面在暴露于大气氛围中并与其发生反应生成氧化物，如氧化铝，氧化铁等。在摩擦过程中，表层易产生大量微观缺陷，加快亚表面裂纹的形成和扩展，材料脱落后部分SiC颗粒暴露于表面，脱落后的片状磨屑在持续磨损过程中破碎成更小的磨屑，另外，由于SiC颗粒本身硬度高，在摩擦过程，脱落的SiC颗粒会夹杂在磨损表面之间形成磨粒磨损，从而在表面形成犁沟，从图8(a)~(c)中可以明显看出。通常还伴随着一些粘着坑，这些粘着坑时在外加载荷作用下，摩擦力克服摩擦配副表面间的分子间作用力或固相焊合力时所形成，而这也是粘着磨损的特征。图8(a)，图8(c)中可以看到犁沟较为明显，表明其磨损机制主要为磨粒磨损。而图8(b)可以看到较多的粘着坑，犁沟较少，其磨损机制由磨粒磨损为主转变为粘着磨损为主、磨粒磨损为辅。结果表明，烧结态和经过400℃氧化后SiCp/Al复合材料的磨损机制主要为磨粒磨损，而经过300℃后，其磨损机制由磨粒磨损为主转变为粘着磨损为主、磨粒磨损为辅。
Figure 8. Morphology of wear marks of SiCp/Al composites after high-temperature oxidation: (a) as-sintered state, (b) 300˚C-25 h, (c) 400˚C-25 h
图8. 高温氧化后SiCp/Al复合材料磨痕形貌：(a) 烧结态，(b) 300℃-25 h，(c) 400℃-25 h
3.3.3. 磨屑显微形貌
图9为烧结态SiCp/Al复合材料以及高温氧化后SiCp/Al复合材料磨屑形貌以及能谱分析。可以看出烧结态SiCp/Al复合材料和400℃-25 h试样磨屑多为片状或颗粒状，尺寸较均匀，而这也是磨粒磨损的特征，300℃-25 h试样磨屑多为块状或不规则碎片，磨屑上可能含有粘着材料。从能谱分析可以看出磨屑中含有大量的Fe元素、Al元素较少，其原因可能是在摩擦过程中，SiCp/Al复合材料中转移的Al磨粒在摩擦升温下软化，使其容易粘附在摩擦表面形成摩擦膜。但Fe的熔点较高，从GCr15小球上转移下来的Fe磨粒仍具有较高的硬度，因此很容易以粒状颗粒的形式从摩擦表面逃逸。反复的摩擦使积累的摩擦膜变薄。这种保护性摩擦膜的存在可以限制表面沟槽的形成和严重程度，减少对SiCp/Al复合材料基体的损伤，使磨损损失最小化，并稳定摩擦系数，因此，碎片仅含有少量Al元素。综合摩擦表面形貌和磨屑的特点，磨痕表面摩擦膜对SiCp/Al复合材料具有重要的保护作用。
Figure 9. Morphology of SiCp/Al composites after high temperature oxidation: (a) as-sintered state, (b) 300˚C-25 h, (c) 400˚C-25 h
图9. 高温氧化后SiCp/Al复合材料磨屑形貌：(a) 烧结态，(b) 300℃-25 h，(c) 400℃-25 h
4. 结论
(1) SiCp/Al复合材料在经过高温氧化后总体硬度降低。300℃-25 h试样硬度降低是因为组织中Al2Cu和Al2CuMg相尺寸减小，并且分布均匀，对位错运动的阻碍作用减弱，再加上界面结合强度下降，导致硬度降低，400℃-25 h试样因为其组织与烧结态相比并未有所变化，但是因为界面结合强度降低导致硬度略低于烧结态；300℃-25 h试样氧化膜较薄，成分较单一，在摩擦过程中不能很好的保护基体，导致摩擦系数较高，再加上300℃-25h试样硬度下降，所以磨损量增加。400℃-25 h试样氧化膜厚度较300℃-25 h试样增加，摩擦系数较低，并且由于硬度接近于烧结态，所以磨损量低于300℃-25 h试样。
(2) SiCp/Al复合材料经300℃氧化25 h后，个别区域产生材料损伤，主要原因是氧化过程中Mg元素向界面扩散导致基体固溶强化效果减弱，晶界处析出细小相，引发晶界弱化，但对整体界面损伤贡献较小。SiCp/Al复合材料经400℃氧化25 h后，MgAl2O4相在界面处呈离散颗粒或连续层状分布。界面处生成脆性的MgAl2O4相，显著降低界面结合强度，再加上热应力与MgAl2O4相脆性协同作用，引发界面分层以及裂纹扩展，成为材料损伤的主要原因。
(3) 结果表明，SiCp/Al复合材料烧结态和经过400℃氧化后的磨损机制主要为磨粒磨损，而经过300℃氧化后，其磨损机制由磨粒磨损为主转变为粘着磨损为主、磨粒磨损为辅。
基金项目
本项目获湖南省自然科学基金项目(No. 2025JJ70616)，湘潭市科技计划项目(No. ZX-YB20231003)，湘西州揭榜挂帅项目(No. 2022JBGS0001)支持。感谢湖南麦格新材料技术有限公司在电镜表征上的支持。
NOTES
*通讯作者。