干滑動摩擦下SiC/Al復(fù)合材料摩擦磨損性能

戴禮權(quán)，何國球，呂世泉，葉 赟，劉曉山，盧 棋

(同濟大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院 上海市金屬功能材料開發(fā)應(yīng)用重點試驗室，上海 201804)

?

干滑動摩擦下SiC/Al復(fù)合材料摩擦磨損性能

戴禮權(quán)，何國球，呂世泉，葉 赟，劉曉山，盧 棋

(同濟大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院 上海市金屬功能材料開發(fā)應(yīng)用重點試驗室，上海 201804)

采用摩擦磨損試驗機研究不同滑動距離下的SiC顆粒增強鋁基復(fù)合材料(SiC體積含量為9%)的摩擦磨損性能。在載荷45 N(5 MPa)、轉(zhuǎn)速200 r/min、轉(zhuǎn)動距離分別為5000 r、10000 r以及20000 r條件下，進行連續(xù)干滑動摩擦實驗。結(jié)果表明：在長程連續(xù)干滑動下，其摩擦系數(shù)變化可分為磨合區(qū)、緩慢上升區(qū)、加速上升區(qū)3個階段；隨著摩擦距離的增加，基體表面的溫度急劇升高，進而發(fā)生黏著磨損，產(chǎn)生塑性流變區(qū)，多種摩擦方式并存使得該條件下摩擦系數(shù)與磨損量均增加。

SiC顆粒增強鋁基復(fù)合材料；干滑動摩擦；塑性流變區(qū)；摩擦系數(shù)；磨損率

航空航天領(lǐng)域?qū)Ω咝阅軓?fù)合材料的要求越來越高，迫使大量傳統(tǒng)金屬材料從服役中淘汰，國內(nèi)外航空航天公司都在尋找一種低成本高性能的新型金屬材料。這些金屬材料大多以傳統(tǒng)合金為基礎(chǔ)，如鋼、鑄鐵以及鑄造鋁合金，通過對傳統(tǒng)合金材料成分進行修改或者添加硬質(zhì)顆粒、連續(xù)纖維、短纖維等增強體進行復(fù)合，以此來滿足現(xiàn)代化工業(yè)領(lǐng)域的要求(飛機剎車片、汽車活塞、電動車剎車盤、離合器盤以及制動鼓等)。鋁基復(fù)合材料由于具有比強度高、比模量大、密度小以及熱膨脹系數(shù)低等一系列優(yōu)異的力學(xué)性能，因此被廣泛應(yīng)用于航空和汽車領(lǐng)域[1-4]。陶瓷相增強的鋁基復(fù)合材料能夠綜合鋁基體和陶瓷顆粒的優(yōu)異性能，得到性能卓越的復(fù)合材料，如輕而耐磨的SiCp/Al復(fù)合材料、Al2O3f/Al復(fù)合材料[5-11]。傳統(tǒng)飛機剎車材料大多為Cf/C復(fù)合材料[12]，但是由于碳纖維與碳基體之間的界面性能難以控制，造成在實際摩擦過程中磨損性能變化較大；而且由于Cf/C復(fù)合材料的熱傳導(dǎo)性質(zhì)較差，在實際剎車過程中的高溫難以擴散，因此尋找一種能夠替代Cf/C復(fù)合材料的新型金屬耐磨材料迫在眉睫。SiC增強鋁基復(fù)合材料具有低密度、高比強度、高熱擴散系數(shù)、良好的耐磨性能等優(yōu)點，為當前輕型飛機剎車盤的應(yīng)用提供了新的思路。不同含量的SiC顆粒鋁基復(fù)合材料在硬度、耐磨性等力學(xué)性以及生產(chǎn)工藝及成本上都有差異，為了得到較為理想的商用輕型飛機用剎車盤材料，必須嚴格控制SiC顆粒的含量以及生產(chǎn)成本。通過對不同體積含量(9%～20%)的SiC增強鋁基復(fù)合材料耐磨性、沖擊韌性以及生產(chǎn)成本進行比較，發(fā)現(xiàn)隨著SiC顆粒含量的提高，材料耐磨性能提高，但差異不明顯；相反其沖擊韌性下降，生產(chǎn)成本大幅度提高，不利于推廣及商用，因此選用SiC顆粒體積含量為9%的鋁基復(fù)合材料進行試驗。

通過粉末冶金法[13-14]、滲透法[15]、噴霧沉積法[16]、半固態(tài)鑄造法[17]以及復(fù)合鑄造的方法[18-20]可以獲得不同性能的SiC顆粒增強鋁基復(fù)合材料。陶瓷顆粒增強鋁基復(fù)合材料的摩擦磨損機理較為復(fù)雜[21-22]，大致可分為四種類型：黏著磨損、磨粒磨損、疲勞磨損和氧化磨損。由于半固態(tài)鑄造法成本低、生產(chǎn)過程簡易，鑄造件氣孔率低、鑄造性能較好，因此，本工作研究半固態(tài)鑄造法制得的SiC/Al復(fù)合材料(SiC體積含量為9%)摩擦磨損性能，通過分析不同干滑動距離下材料的磨損率以及摩擦系數(shù)的變化趨勢，結(jié)合材料表面的結(jié)構(gòu)狀態(tài)揭示SiC/Al復(fù)合材料的磨損機理。

1 實 驗

將SiC顆粒置于400 ℃電阻爐中烘干，然后將處理過的SiC顆粒放入氫氟酸中攪拌2 h，接著在溶液中放入兩塊純鋁板并靜置通電，隨后用布氏漏斗抽濾，將過濾好的碳化硅放入箱式電阻爐中，隨爐升溫至200 ℃保溫1 h，繼續(xù)升溫至400 ℃保溫1 h烘干。將烘干好的SiC顆粒與鋁粉混合均勻并在真空熱壓下燒結(jié)，得到Al-SiC中間合金。將馬弗爐的溫度升高至720 ℃左右，加入A356鋁合金，降低溫度保溫，待鋁合金全部融化后再降溫，一邊攪拌一邊加入Al-SiC中間合金坯體，待全部加完后繼續(xù)攪拌2 h，再次降溫保溫10 min，最后繼續(xù)攪拌10 min，升高溫度后澆鑄，得到SiCp/A356復(fù)合材料。圖1(a)為SiC顆粒的原始微觀形貌，由圖1(a)可見SiC顆粒具有較高的不規(guī)則度，圖1(b)為SiCp/A356復(fù)合材料在光學(xué)顯微鏡下的宏觀形貌圖, 利用photoshop，Image J等軟件計算碳化硅的體積百分含量，圖1(c)為SiC顆粒顯微組織的二值化圖像，計算得出圖1(b)的SiC顆粒的體積分數(shù)為9%。

圖1 SiC顆粒的原始微觀形貌和SiCp/A356復(fù)合材料(SiC體積分數(shù)為9%，下同)的金相組織及二值化圖像(a)SiC顆粒的原始形貌；(b)SiCp/A356復(fù)合材料的金相圖；(c)SiC顆粒的二值化圖像Fig.1 Original micrograph of SiC particles and morphology of aluminum-based composite (a)original morphology of SiC particles；(b)morphology of the composite；(c)binary microstructure image of SiC particles

試樣尺寸為3 mm×3 mm×7 mm，摩擦副的材料為35CrMoA，其外徑40 mm，內(nèi)徑20 mm，厚度15 mm，呈圓盤狀，如圖2所示

圖2 M-2000摩擦磨損試驗機夾具與摩擦副示意圖Fig.2 Schematic diagram of friction and wear testing machine fixture

摩擦磨損試驗機無法直接讀出試驗的摩擦系數(shù)，因此需要對數(shù)據(jù)進行處理。如圖2所示，進行2α角接觸試驗，摩擦系數(shù)為

f=[T/(R+P)]×[(αsin αcos α/2sin α)]

式中：T為摩擦力矩，N·m；R為摩擦副摩擦半徑，m；P為試樣所承受載荷，N；2α為上下試樣的接觸角，rad。

試驗過程中記錄數(shù)據(jù)并用origin軟件進行制圖與分析。根據(jù)數(shù)據(jù)的波動以及曲線來確定材料的穩(wěn)定程度；根據(jù)曲線的斜率來判斷摩擦磨損性能與影響因素之間的線性或非線性關(guān)系。SiCp/A356復(fù)合材料的磨面微觀形貌用掃描電子顯微鏡(SEM)觀察并記錄，磨屑的成分用X射線能譜儀(EDS)檢測。

2 結(jié)果與分析

2.1 連續(xù)干滑動摩擦下的摩擦磨損性能

如圖3所示，當載荷為45 N(5 MPa)時，SiCp/A356復(fù)合材料的滑動摩擦系數(shù)總體隨著滑動距離的增加而增加。從表1可得出，隨著摩擦距離的增加，材料的穩(wěn)定系數(shù)[23](滑動摩擦系數(shù)平均值與最大值的比值)逐步下降，滑動摩擦系數(shù)平均值增加。這一過程可以分為磨合區(qū)、緩慢上升區(qū)以及加速上升區(qū)三階段。在磨合區(qū)內(nèi)(<5000 r)，材料的干滑動摩擦穩(wěn)定系數(shù)較大；緩慢上升區(qū)內(nèi)(5000～10000 r)，穩(wěn)定系數(shù)保持相對穩(wěn)定的狀態(tài)，摩擦系數(shù)呈緩慢上升；隨著進入加速上升區(qū)內(nèi)(>10000 r)，材料的摩擦系數(shù)總體加速上升，并且隨著滑動距離的增加，其上升的速率越快。

圖3 載荷為45 N(5 MPa)、轉(zhuǎn)度為200 r/min時，SiCp/A356復(fù)合材料長程摩擦試驗滑動摩擦系數(shù)與摩擦距離關(guān)系Fig.3 Friction coefficient of SiCp/A356 composite under different sliding distances (5 MPa，200 r/min)(a)5000r；(b)10000r；(c)20000r

隨著摩擦距離的增加，滑動摩擦系數(shù)并沒有達到一個穩(wěn)定的值，圖中也沒有呈現(xiàn)出摩擦前期為磨合狀態(tài)，曲線波動，摩擦后期達到穩(wěn)定，曲線為水平直線的變化情況[24]。而當其他條件不變，摩擦距離為5000 r時，如圖3(a)所示，材料整體穩(wěn)定性高，且并沒有呈現(xiàn)出滑動摩擦系數(shù)上升趨勢。原因可能是隨著摩擦距離的增加，基體表面在剪切力的周期運動與微凸體的周期接觸下發(fā)生了疲勞磨損。

表1 SiCp/A356復(fù)合材料摩擦系數(shù)與穩(wěn)定系數(shù)

通常認為隨著應(yīng)力循環(huán)周次的增加，材料的磨損率將經(jīng)過一個磨合階段、正常磨損階段再至災(zāi)難磨損階段的過程，即隨著應(yīng)力周次增加，材料基體表面局部發(fā)生疲勞，當應(yīng)力超過疲勞極限時，產(chǎn)生迅速變化區(qū)、穩(wěn)定區(qū)和急劇增大區(qū)(破壞階段)[25]；但是，SiCp/A356復(fù)合材料的磨損率保持著一個相對平穩(wěn)的狀態(tài)，最大值為20.37×10-6g/m，最小值為13.79×10-6g/m(如圖4所示)。

在磨損過程中，任何階段都存在多種磨損方式，但總有一種為主要磨損形式；隨著材料表面的遷移層與氧化膜受到應(yīng)力反復(fù)作用，基體部分接觸點(主要為硬質(zhì)相SiC顆粒)周圍出現(xiàn)裂紋，從而產(chǎn)生較多的小磨粒，如圖5(a)，(b)所示；在基體中主裂紋周圍還有諸多微裂紋。由于磨粒的增加，基體表面溫度的升高，發(fā)生犁削、擦傷的可能性增加，因此摩擦系數(shù)緩慢上升。該階段是由多種磨損方式共同進行的，滑動摩擦系數(shù)曲線上升的根本原因為疲勞磨損。

圖4 載荷45 N(5 MPa)、轉(zhuǎn)速200 r/min時，SiCp/A356復(fù)合材料(SiC體積分數(shù)為9%)磨損率與摩擦距離的關(guān)系Fig.4 Wear rate of SiCp/A356 composite(volume fraction of SiC is 9%) under continuous dry sliding friction(5 MPa，200 r/min)

長程連續(xù)摩擦的初期，在滑動摩擦的作用下基體表面溫度升高，從而產(chǎn)生較厚氧化層，同時在載荷與剪切力的作用下存在黏著磨損與物質(zhì)轉(zhuǎn)移，材料的磨損量主要來自于遷移層與氧化層的剝落。經(jīng)過一定的磨損后，SiC顆粒增強鋁基復(fù)合材料與摩擦副之間由磨合狀態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)檎ＤΣ翣顟B(tài)，物質(zhì)的遷移、氧化層剝落與生成達到相對的平衡，此時滑動摩擦系數(shù)與磨損率保持穩(wěn)定。隨著路程的繼續(xù)增長，基體表面的微凸體(SiC顆粒)受到摩擦副凸起點的脈沖式接觸，包括重復(fù)的沖擊應(yīng)力與變形。由于SiCp/A356復(fù)合材料的磨損率并未發(fā)生突變，但摩擦系數(shù)緩慢上升，因而認為材料所受應(yīng)力小于基體與SiC顆粒結(jié)合力的疲勞極限。一旦外加應(yīng)力大于疲勞極限時，基體表面便會萌生疲勞裂紋，隨著滑動距離的增加，疲勞裂紋擴張并產(chǎn)生諸多微裂紋及磨粒，導(dǎo)致摩擦系數(shù)的增大。

2.2 SiC增強鋁基復(fù)合材料的磨面形貌分析

在循環(huán)應(yīng)力作用下，SiC顆粒與摩擦副中的微凸體顆粒發(fā)生周期性沖擊。當沖擊力小于其屈服極限，并保持該應(yīng)力的大小時，基體在磨損一定路程后會發(fā)生疲勞磨損，表面出現(xiàn)裂紋，如圖5(a)，(b)所示。當沖擊力大于其屈服強度，SiC顆粒會在低周期疲勞磨損作用下嵌入基體或脫離基體，并使周圍產(chǎn)生塑性變形，產(chǎn)生大量微裂紋。

圖5(d)表明圖5(c)中白色物質(zhì)含有SiC，在載荷、轉(zhuǎn)速不變，疲勞磨損不明顯時，會產(chǎn)生α-Al基體摩擦→SiC顆粒摩擦→SiC顆粒剝落→基體碎裂形成磨?！碌摩?Al基體摩擦的循環(huán)往復(fù)過程；但由于磨粒在不斷增加，因此磨損量也會逐步上升，這也是連續(xù)干滑動摩擦后期摩擦系數(shù)和磨損率逐漸上升的主要原因(見圖3和圖4)。

圖5 載荷5 MPa，轉(zhuǎn)速200 r/min時，SiCp/A356復(fù)合材料的磨面形貌、微裂紋與白圈處的EDS(a)裂紋；(b)剝落坑；(c)磨屑；(d)磨屑的EDSFig.5 Morphology of sliding surface and EDS spectra of wear debris under continuous dry sliding(5 MPa，200 r/min)(a)microcrack；(b)spalling spot；(c)debris；(d)EDS spectra of wear debris

圖6(a)，(b)分別為載荷90 N(10 MPa)，180 N(20 MPa)條件下的連續(xù)滑動摩擦磨面形貌，圖6(c)為圖6(b)白圈區(qū)域的EDS。如圖6(a)所示，當載荷為90 N(10 MPa)、轉(zhuǎn)速為200 r/min時，黏著磨損并不明顯，此時應(yīng)該是SiC顆粒與摩擦副發(fā)生對磨，說明 SiC顆粒表面的鋁合金基體被磨平，SiC顆粒不再作為承載相對基體起保護作用，而是直接參與磨損的過程。

從圖6(b)中得出，磨屑是碎片形，則表明SiC顆粒增強鋁基復(fù)合材料發(fā)生了剝層磨損。圖6(c)表示，在磨屑中出現(xiàn)了Fe,Mo,Cr等元素，說明在摩擦過程中出現(xiàn)了物質(zhì)的轉(zhuǎn)移，形成轉(zhuǎn)移層。同時也出現(xiàn)了O元素，說明除了轉(zhuǎn)移層之外，還發(fā)生了氧化磨損，形成氧化膜，轉(zhuǎn)移層和氧化層對SiCp/A356復(fù)合材料起到了保護作用。與相同載荷、相同速率下的非連續(xù)性摩擦磨損表面相比(圖6(d))，連續(xù)摩擦基體表面劃痕明顯較淺，且黏著現(xiàn)象多，磨粒較少。在高載荷下，連續(xù)性摩擦的磨面有著明顯的臺階狀，塑性變形較為明顯，表現(xiàn)為明顯的黏著磨損，因此溫度的上升大大降低了該材料的摩擦磨損性能。非連續(xù)摩擦條件下由于溫度的影響因素被降低，材料摩擦持續(xù)時間短，基體軟化程度小，因而黏著磨損現(xiàn)象減少，塑性變形減少;同時在基體上可以觀察到明顯的劃痕，其主要的磨損均來自于切削作用;非連續(xù)性摩擦方式下的主要磨損方式為磨粒磨損。

圖6 載荷為90 N(10 MPa)及180 N(20 MPa)連續(xù)摩擦下SiCp/A356復(fù)合材料的磨面形貌和白圈處的EDS以及20 MPa下的非連續(xù)摩擦磨損磨面形貌 (a)10 MPa；(b)20 MPa；(c)磨屑的EDS；(d)非連續(xù)摩擦磨面形貌Fig.6 Comparation of sliding surface under different loads (a)10 MPa；(b)20 MPa；(c)EDS spectra of wear debris cycled；(d)morphology of incontinuous slidng

3 結(jié) 論

(1)隨著路程的增加，SiCp/A356復(fù)合材料摩擦過程可根據(jù)摩擦系數(shù)的變化分為三個階段：磨合區(qū)、緩慢上升區(qū)以及加速上升區(qū)。在磨合區(qū)內(nèi)(<5000 r)，材料的干滑動穩(wěn)定系數(shù)較高，無明顯的上升趨勢；緩慢上升區(qū)內(nèi)(5000～10000 r)，摩擦系數(shù)保持相對穩(wěn)定的狀態(tài)，摩擦系數(shù)緩慢上升；隨著進入加速上升區(qū)(>10000 r)，材料的穩(wěn)定系數(shù)較低，摩擦系數(shù)上升，并且隨著滑動距離的增加，其上升的速率增大。

(2)在SiC增強的鋁基復(fù)合材料的長程連續(xù)干滑動摩擦過程中，隨著滑動距離的增加，磨損量變化相對平緩，摩擦系數(shù)由緩慢上升過渡到加速上升階段，該過程存在多種磨損方式，摩擦系數(shù)上升的根本原因為疲勞磨損。

(3)連續(xù)干滑動摩擦下，由于溫度的上升導(dǎo)致鋁基體發(fā)生軟化以及氧化，產(chǎn)生塑性變形區(qū)，黏著磨損增加。

[1] HOOKER J A, DOORBAR P J. Metal matrix composites for aeroengines[J]. Materials Science and Technology, 2000, 16:725-731.

[2] GONI J, MITXELENA I, COKETO J. Development of low cost metal matrix composites for commercial applications [J]. Materials Science and Technology, 2000, 16:743-746.

[3] WANG D Z, PENG H X, LIU J. Wear behaviour and microstructural changes of SiCw/Al composite under unlubricated sliding friction [J]. Wear, 1995, 184:187-192.

[4] GARCIA-CORDOVILLA C, NARCISO J, LOUIS E. Abrasive wear resistance of aluminium alloy/ceramic particulate composites [J]. Wear，1996, 192:170-177.

[5] SAZGAR A, MOVAHHEDY M R, MAHNAMA M,etal. A molecular dynamics study of bond strength and interface conditions in the Al/Al2O3metal-ceramic composites [J]. Comp Materials Science, 2015, 109:200-208.

[6] MCWILLIAMS B, YU J, PANKOW M,etal. Ballistic impact behavior of woven ceramic fabric reinforced metal matrix composites[J]. International Journal of Impact Engineering, 2015, 86:57-66.

[7] KAZEMZADEH D M, FAHRENHOLTZ W G, HILMAS G E. Effects of transition metals on the oxidation behavior of ZrB2 ceramics[J]. Corrosion Science, 2015, 91:224-231.

[8] ABDELLAHI M, BHMANPOUR M, BAHMANPOUR M. Optimization of process parameters to maximize hardness of metal/ceramic nanocomposites produced by high energy ball milling[J]. Ceramics International, 2014, 40:16259-16272.

[9] ZHOU W B, ZHANG R B, AI S G,etal. Load distribution in threads of porous metal-ceramic functionally graded composite joints subjected to thermo mechanical loading[J]. Composite Structure, 2015, 134:680-688.

[10] DARIUSZ M J, MARCIN C, TOMASZ W. The measurement of the adhesion force between ceramic particles and metal matrix in ceramic reinforced-metal matrix composites[J]. Composites Part A:applied, 2015, 76:124-130.

[11] KHOSROSHAHI N B, MOUSAVIAN R T, KHOSROSHAHI R A,etal. Mechanical properties of rolled A356 based composites reinforced by Cu-coated bimodal ceramic particles[J]. Materials Design, 2015, 83:678-688.

[12] 李江鴻. 航空剎車用 C/C 復(fù)合材料摩擦磨損行為研究[D]. 長沙：中南大學(xué), 2002.

(LI J H. Investigation on tribological performances of C/C composite for aircraft brakes[D]. Changsha：Central South University, 2002.)

[13] MAHDAVI S, AKHLAGHI F. Fabrication and characteristics of Al6061/SiC/Gr hybrid composite[J]. Materials, 2013, 47:437-447.

[14] LIU Z Y, WANG Q Z, XIAO B L,etal. Experimental and modeling investigation on SiCp/2024 Al composites[J]. Materials Science and Engineering A, 2010, 527:5582-5591.

[15] ALTINKOK N. Microstructure and tensile strength properties of aluminum alloys composites produced by pressure-assisted aluminum infiltration of Al2O3/SiC preforms[J]. Journal of Composite Materials, 2004, 38:1533-1543.

[16] CHEN Z G, CHEN Z H, CHEN D,etal. Microstructural evolution and its effects on mechanical properties of spray deposited SiCp/8009Al composites during secondary processing[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2009, 19(5):1116-1120.

[17] 張發(fā)云, 閆洪, 周天瑞, 等. SiC/Y112鋁基復(fù)合材料制備工藝及性能[J]. 南昌大學(xué)學(xué)報(理科版), 2007, 31(1):53-56.

(ZHANG F Y, YAN H, ZHOU T R,etal. Preparation processes and properties of SiC/Y112 composite[J]. Journal of Nanchang University (Natural Science), 2007, 31(1):53-56 .)

[18] ABBASIPOUR B, NIROUMAND B, MONIR VAGHEFI S M. Compocasting of A356-CNT composite[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2010, 20(9):1561-1566.

[19] AKHLAGHI F, LAJEVARDI A, MAGHANAKI H M. Effects of casting temperature on the microstructure and wear resistance of compocast A356/SiCpcomposites:A comparison between SS and SL routes[J]. Journal of Materials Processing and Technology, 2004, 155/156:1874-1880.

[20] AKHLAGHI F, ZAHEDI H, SHARIFI M. Effect of reinforcement volume fraction，reinforcement size and solution heat treatment on the microstructure of the two differently processed A356/SiCpcomposites[J]. Iranian Journal of Materials Science and Engineering, 2004, 1:1874-1880.

[21] ZENUNER T, STOJANOV P, SAHM P R. Developing trends in disc brake technology for tail application[J]. Materials Science and Technology, 1998, 14(9/10):857-863.

[22] DAVIS J R. ASM specialty handbook aluminum and aluminum alloys[M]. New York:ASM International Handbook Committee, 1994.

[23] LEE H, KO K. Effect of SiC particle size on cold sprayed Al-SiC composite coatings[J]. Surface Engineering, 2009, 25(8):606.

[24] CHEN X H, CHEN C S, XIAO H N,etal. Dry friction and wear characteristics of nickel/carbon nanotube electroless composite deposits[J]. Tribology International, 2006, 39(1):22-28.

[25] 克拉蓋爾斯基N B. 摩擦磨損計算原理[M]. 汪一麟，譯．北京:機械工業(yè)出版社, 1982.

(責任編輯：徐永祥)

Tribological Investigation of SiC/Al Composite under Dry Sliding Friction

DAI Liquan,HE Guoqiu,Lü Shiquan,YE Yun,LIU Xiaoshan,LU Qi

(Shanghai Key Laboratory for R&D and Application of Metallic Functional Material，School of Materials Science and Enginerring，Tongji University，Shanghai 201804，China)

The effect of sliding distances on aluminum matrix composite reinforced by silicon carbide particle with volume fraction of 9% was investigated. Friction behavior and wear resistance of the composite with distances of 5000 r, 10000 r and 20000 r were studied under dry sliding conditions of the same speed and load(200 r/min, 45 N). The results show that the friction coefficient in long-range sliding process displays three stages:wearing zone, stable zone and accelerating zone. The matrix surface produces severe adhesion because of the rising temperature and then leads plastic areas, in which both friction coefficient and wear rate are increased.

silicon carbide reinforced aluminum matrix composite; continuous dry sliding friction; plastic area; friction coefficient; wear rate

2016-04-12；

2016-06-28

何國球(1966—)，博士，教授，主要從事金屬功能材料的研究，(E-Mail)gqhe@#edu.cn。

10.11868/j.issn.1005-5053.2016.6.010

TH117.1

A

1005-5053(2016)06-0061-07