Ti3AlC2/Cu复合材料的制备与性能

(吉林化工学院航空工程学院，吉林 132102)

0 引 言

铜基复合材料既保持了铜的高导电性、导热性及优良的工艺性能，又具有高的强度和优异的高温性能，在航空、航天、电子元件、机械等领域有着广泛的应用[1-3]。目前，碳化物/铜复合材料是研究和应用较多的一种铜基复合材料，主要用作电阻焊电极材料。传统的二元碳化物增强相主要为TiC、WC、ZrC和VC等，存在导电性差、尺寸粗大、易粘连等不足，而电极材料要求增强相也应具有良好的导电和导热性能。近年来，新型的三元碳化物导电陶瓷开始作为增强相用于制备铜基复合材料[4-6]，这类增强相不但具有良好的导电性能、力学性能和导热性能，还具有像石墨一样良好的自润滑性能，所得铜基复合材料可用于制造电刷、滑动电触头和电动机车的集电滑板等。三元碳化物Ti3AlC2的热膨胀系数和铜的接近，与铜复合后的界面性能良好。罗潇等[7]和艾桃桃等[8]以Ti3AlC2为增强相，分别采用真空无压浸渗和热压法制备得到了Ti3AlC2/Cu复合材料，但是这些制备方法的试验条件较为苛刻，温度都须超过1 000 ℃。为此，作者以自制的Ti3AlC2作为增强相，采用放电等离子烧结工艺在低温下制备Ti3AlC2/Cu复合材料，研究了Ti3AlC2含量和烧结温度对复合材料性能的影响。

图1 添加不同含量Ti3AlC2并在900 ℃保温20 min烧结后试样的显微组织Fig.1 Microstructures of samples sintered at 900 ℃ for 20 min with different content of Ti3AlC2

1 试样制备与试验方法

1.1 试样制备

试验原料：铜粉，纯度高于99.0%，平均粒径40 μm，由北京有色金属研究所提供；自制Ti3AlC2粉体，采用机械合金化+高温提纯法制备得到，纯度高于93.5%，平均粒径50 μm。

将Ti3AlC2粉体按照体积分数分别为0,5%，10%，15%，20%，30%和铜粉混合，在自制双罐球磨机中进行干法球磨，球料质量比为10∶1，球磨时间为2 h，主轴转速为100 r·min-1。为防止原料粉体被污染，球磨混料时以氩气为保护气体。在充满氩气的手操箱中将混合均匀的原料粉体倒入内径为10 mm 的石墨模具中，在自制的放电等离子烧结设备中，以100 ℃·min-1的升温速率分别加热至设定的烧结温度(850，900 ℃)，在25 MPa压力压制下真空烧结20 min，真空度为98%，得到尺寸为φ10 mm×3 mm 的纯铜和Ti3AlC2/Cu复合材料试样。

1.2 试验方法

用600#砂纸打磨试样表面并进行抛光处理，采用阿基米德排水法测相对密度。用HXD-1000型显微硬度计测试样的显微硬度，载荷为0.98 N，保载时间为15 s，测5个点取平均值。用由FeCl3和HCl组成的混合溶液对试样表面进行腐蚀，在Nikon300型光学显微镜和JEM-2000型透射电子显微镜(TEM)上观察显微组织。

在MG-2000型高温高速磨损试验机上进行销-盘式干滑动摩擦磨损试验，对磨副为经淬火加低温回火处理的GCr15钢制磨轮，硬度为(62±2) HRC，滑动速度为0.628 m·s-1，滑动距离为376.8 m，磨轮转速为200 r·min-1，试验载荷为50 N，测试时间为5 min。试验结束后通过所测平均摩擦力矩来计算试样的摩擦因数μ，计算公式为

μ=M/(RN)(1)

式中：M为摩擦力矩；N为载荷；R为试样回转半径，取0.03 m。

用精度为0.1 mg的天平称取摩擦磨损试验前后试样的质量，计算磨损率，计算公式为

w=Δm/(ρl)(2)

式中：w为磨损率；m为摩擦磨损前后试样的质量差；ρ为试样密度；l为滑动距离。

使用JSM-5600LV型扫描电子显微镜(SEM)观察磨损形貌。

2 试验结果与讨论

2.1 显微组织

由图1可以看出：未添加Ti3AlC2时，900 ℃保温20 min烧结试样的显微组织具有孪晶特征，未发现明显的微孔等缺陷；添加Ti3AlC2后，暗灰色的Ti3AlC2增强相分布在亮灰色的铜基体中，增强相的粒度不均；当Ti3AlC2的含量(体积分数，下同)为5%时，Ti3AlC2增强相在铜基体中的分布比较均匀，随着Ti3AlC2含量的增加，Ti3AlC2增强相分布的均匀性变差。

由图2可知:Ti3AlC2增强相为片层状结构，铜和Ti3AlC2两相间的界面平直、清晰，相互扩散较少；选区电子衍射花样显示的是Ti3AlC2(0002)晶面的衍射斑，说明Ti3AlC2在烧结过程中具有良好的稳定性，未发生分解。

图2 添加15%Ti3AlC2并在900 ℃保温20 min烧结后试样的TEM形貌Fig.2 TEM micrograph of the sample sintered at 900 ℃ for 20 min with 15vol% Ti3AlC2

图3 不同温度保温20 min烧结试样的相对密度随Ti3AlC2含量的变化曲线Fig.3 Relative density vs Ti3AlC2 content curves of samples sintered at different temperatures for 20 min

2.2 相对密度及力学性能

未添加Ti3AlC2烧结制备的纯铜试样的相对密度均大于99.8%。由图3可以看出，烧结试样的相对密度随Ti3AlC2含量的增加而减小，较高烧结温度下的相对密度较大。这是因为：随着含量的增加，Ti3AlC2在铜基体中逐渐呈不均匀分布，使得其与基体界面之间产生微裂纹，导致相对密度下降[9]；在较高的烧结温度下，原子结合能力较强，致使孔隙率降低而相对密度增大。当烧结温度为900 ℃、Ti3AlC2含量为5%时，试样的相对密度约为99.6%，接近于完全致密。

由图4可知:不同温度烧结试样的硬度均随Ti3AlC2含量的增加而增大，这是因为Ti3AlC2的硬度为3.5 GPa，远高于铜的0.4 GPa；当Ti3AlC3含量大于5%时，900 ℃烧结试样的硬度高于850 ℃烧结的，这是因为较高烧结温度下的相对密度较高；当Ti3AlC2含量由20%增至30%时，硬度的增幅并不大，推测是由于相对密度不高且下降幅度较大而导致的。

图4 不同温度保温20 min烧结试样的硬度随Ti3AlC2含量的变化曲线Fig.4 Hardness vs Ti3AlC2 content curves of samples sintered at different temperatures for 20 min

2.3 摩擦磨损性能

由图5可知：随Ti3AlC2含量的增加，不同温度烧结试样的磨损率均降低，即耐磨性能提高；当Ti3AlC2含量为5%时，试样的磨损率约为纯铜(未添加Ti3AlC2)的1/2，当Ti3AlC2含量增加到30%时，850 ℃和900 ℃烧结试样的磨损率分别为2.5×10-3，1.9×10-3mm3·m-1，表现出良好的耐磨性。

由图6可以看出：随着Ti3AlC2含量的增加，不同温度烧结试样的摩擦因数均降低，与磨损率的变化趋势一致，说明试样的耐磨性能增强，这是由于Ti3AlC2在复合材料中发挥的自润滑性作用而导致的；添加Ti3AlC2后，900 ℃烧结试样的摩擦因数低于850 ℃烧结试样的。

图5 不同温度保温20 min烧结试样的磨损率随Ti3AlC2含量的变化曲线Fig.5 Wear rate vs Ti3AlC2 content curves of samples sintered at different temperatures for 20 min

图6 不同温度保温20 min烧结试样的摩擦因数随Ti3AlC2含量的变化曲线Fig.6 Friction coefficient vs Ti3AlC2 content curves of samples sintered at different temperatures for 20 min

由图7可以看出：未添加Ti3AlC2的试样表面磨损较为严重，产生了较严重的犁沟，且磨痕附近出现塑性变形，磨损机制为犁削磨损和黏着磨损；当Ti3AlC2含量为5%～10%时，试样表面的磨痕明显平滑，但出现了一些凹坑和磨屑，其磨损机制为黏着磨损和磨粒磨损；当Ti3AlC2含量为15%～30%时，试样表面的磨痕更加平滑，凹坑和磨屑也很少，磨损机制为犁削磨损和轻微黏着磨损。

图7 添加不同含量Ti3AlC2后900 ℃保温20 min烧结试样的磨损形貌Fig.7 Wear morphology of samples sintered at 900 ℃ for 20 min with different content of Ti3AlC2

3 结 论

(1) 在900 ℃保温20 min烧结后，所得Ti3AlC2/Cu复合材料中，Ti3AlC2增强相分布在铜基体中；随Ti3AlC2含量的增加，增强相逐渐呈不均匀分布，复合材料的相对密度减小，硬度增大。900 ℃烧结所得复合材料的相对密度高于850 ℃烧结得到的。

(2) 在900 ℃保温20 min烧结后，随Ti3AlC2含量的增加，复合材料的磨损率和摩擦因数均降低，耐磨性能增强，磨损机制依次由犁削磨损和黏着磨损→黏着磨损和磨粒磨损→犁削磨损和轻微黏着磨损转变。