Effect of reinforcing phase type on current-carrying tribological behavior of aluminum matrix composites
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摘要: 轻质6063铝合金具有一定的强度和耐蚀性使其在载流摩擦领域中得到广泛应用，但6063铝合金的载流摩擦性能难以满足服役需求，因此，亟待提升6063铝合金的载流摩擦磨损性能。本研究以颗粒(TiB2p)、纤维(Cf)和晶须(SiCw)作为增强相，通过放电等离子烧结(SPS)和热挤压工艺相结合分别制备了增强相体积分数为5vol.%的TiB2p/6063Al、Cf/6063Al和SiCw/6063Al复合材料。重点研究了增强相类型对6063Al基复合材料载流摩擦磨损性能的影响，深入分析了复合材料的摩擦系数、磨损率、磨损表面形貌及磨损机制。结果表明，TiB2p和Cf在6063Al基体中分布较均匀，而SiCw在复合材料中存在团聚现象。其中，TiB2p/6063Al的硬度(68.38 HB)最高，较6063Al基体提升约11.55%；Cf/6063Al复合材料的致密度(99.41%)和导电率(48.4% IACS)最高。载流摩擦磨损试验结果表明，不同增强相的添加会使6063Al基复合材料的平均摩擦系数均有不同程度的降低，对磨损率、载流质量和磨损形貌均有不同的影响。对比三种增强相，Cf在提升6063Al的载流摩擦性能方面表现最为出色，磨损率大幅降低，载流摩擦系数稳定性和载流效率提高明显。Cf/6063Al复合材料的摩擦过程出现长时间的稳定摩擦滑动阶段，线磨损率(3.19 × 10−5 mg/mm)最小，较6063Al基体减少32.27%；载流效率(66.61%)最高，较6063Al基体提升29.44%；同时，其微观磨损表面较平整，存在较少的金属熔融物，磨损机制以磨粒磨损和电弧侵蚀为主。此外，Cf/6063Al复合材料良好的导电率可能是Cf/6063Al复合材料载流摩擦系数较稳定和载流效率较高的原因之一。SiCw/6063Al复合材料的平均摩擦系数(0.235)最小，但其线磨损率较6063Al基体增加11.25%，载流质量也较差。TiB2p/6063Al复合材料的平均摩擦系数和线磨损率分别较6063Al基体减小8.85%和7.01%，其载流质量较差。Abstract: Lightweight 6063 aluminum alloy has a certain strength and corrosion resistance, which makes it widely used in the field of current-carrying friction, but the current-carrying friction performance of 6063 aluminum alloy is difficult to meet the service requirements, so it is urgent to improve the current-carrying friction and wear performance of 6063 aluminum alloy. In this study, TiB2p/6063Al, Cf/6063Al and SiCw/6063Al composites with a volume fraction of 5 vol.% were prepared by combining discharge plasma sintering (SPS) and hot extrusion processes with particles (TiB2p), fibers (Cf) and whiskers (SiCw) as reinforcing phases, respectively. The influence of the reinforcing phase type on the current-carrying friction and wear properties of 6063Al matrix composites was studied, and the friction coefficient, wear rate, wear surface morphology and wear mechanism of the composites were analyzed in depth. The results show that TiB2p and Cf are evenly distributed in the 6063Al matrix, while SiCw is agglomerated in the composites. Among them, the hardness of TiB2p/6063Al (68.38 HB) is the highest, which is about 11.55% higher than that of 6063Al matrix. Cf/6063Al composites have the highest density (99.41%) and electrical conductivity (48.4% IACS). The results of current-carrying friction and wear test show that the addition of different reinforcing phases will reduce the average friction coefficient of 6063Al matrix composites to different degrees, and have different effects on wear rate, current-carrying quality and wear morphology. Compared with the three reinforcing phases, Cf has the best performance in improving the current-carrying friction performance of 6063Al, with a significant reduction in wear rate, and a significant improvement in the stability of the current-carrying friction coefficient and the current-carrying efficiency. The friction process of Cf/6063Al composites showed a long-term stable friction and sliding stage, and the linear wear rate (3.19 × 10−5 mg/mm) was the smallest, which was 32.27% lower than that of 6063Al matrix. The current-carrying efficiency (66.61%) was the highest, which was 29.44% higher than that of 6063Al matrix. At the same time, the microscopic wear surface is relatively flat, there is less metal melt, and the wear mechanism is mainly abrasive wear and arc erosion. In addition, the good conductivity of Cf/6063Al composites may be one of the reasons for the stable current-carrying friction coefficient and high current-carrying efficiency of Cf/6063Al composites. The average friction coefficient (0.235) of SiCw/6063Al composites is the smallest, but its linear wear rate is 11.25% higher than that of 6063Al matrix, and the current-carrying quality is also poor. The average friction coefficient and linear wear rate of TiB2p/6063Al composites are 8.85% and 7.01% lower than those of 6063Al matrix, respectively, and their current-carrying quality is poor.
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Keywords:
- Aluminum-matrix composites /
- TiB2p /
- Carbon fiber(Cf) /
- SiCw /
- Current-carrying friction wear /
- Wear mechanism
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膜分离技术具有高能效、易操作、环境友好和占地面积小等优点，近年来在气体分离领域受到广泛关注[1-4]。传统气体分离膜多以聚合物膜为主，然而由于聚合物分离膜固有的选择性和渗透性的制约关系(Trade-off效应)，使其性能很难再提升[5-6]。研究者发现将多孔材料与聚合物基体共混制成混合基质膜，通过结合两种材料的优点，能够同时提升膜的气体渗透性和选择性，从而突破聚合物膜的Trade-off效应[7-8]。因此，制备混合基质膜是改善膜气体分离性能的一种有效方法。
对于混合基质膜，填料和聚合物基体材料的选择尤为重要。聚酰亚胺由于其优异的热稳定性、良好的力学性能以及可加工性，已经在气体分离膜领域发展多年，是混合基质膜聚合物基体候选材料之一[9-11]。对于填料材料的选择，共价有机框架材料(COFs)是一种由有机单元通过共价键构成的多孔材料，由于其具有优异的稳定性，易功能化、永久空隙率以及高比表面积等优点，在气体分离领域展现出不俗的潜力[12]。由于COFs全有机的性质，使其能够均匀地分散在聚合物基质中，减少了混合基质膜中由于界面缺陷产生的非选择性孔[13-14]。然而，大部分COFs的孔径很难做到2 nm以下，相对于气体分子动力学直径(N2：0.36 nm；O2：0.35 nm；CO2：0.33 nm)还是较大，难以实现对气体的高效分离，从而降低了气体选择性[15-16]。因此，需要对COFs的孔径大小调控或引入一些功能性吸附位点进行改善。研究表明，引入氟原子能够有效改善COFs的孔径大小且能够提供与气体相互作用的吸附位点。Alahakoon等[17]通过使用含氟单体制备出两种氟化COFs，将氟化COFs与未氟化的相比，发现氟化COFs具有更大的比表面积、更小且更明确的孔径。Gao等[18]报道了3种具有—H、—Me和—F取代基的同构三维共价有机骨架，对比不含氟的COFs，氟化COFs具有更高的CO2亲和力，对CO2/N2有着更高的IAST选择性。Yang等[19]制备了一种氟化CTF，通过氟原子的强静电作用以及C—F键与CO2的偶极-四极作用，使其具有优异的CO2吸附能力。
基于上述讨论，本文合成出一种具有较小孔径、高比表面积的氟化共价有机框架材料(TpPa-CF3)。随后，以TpPa-CF3为填料，聚酰亚胺(6FDA-ODA)为基体，制备出不同负载量的TpPa-CF3/6FDA-ODA混合基质膜。表征了其结构和表面、截面的微观形貌，探究了其热性能、力学性能以及疏水性能，最后讨论了混合基质膜的气体渗透性以及在烟道气分离(CO2/N2)和空气分离(O2/N2)上的应用前景。
1. 实验材料及方法
1.1 原材料
4,4-二氨基二苯醚(ODA，98%)、4,4-(六氟异丙烯)二酞酸酐(6FDA，98%+)、2,4,6-三甲酰间苯三酚(Tp，98%)、2-三氟甲基-1,4-苯二胺(Pa-CF3，97%)、1,3,5-三甲基苯(99%+)、1,4-二氧六环(99%)均购自上海阿达玛斯试剂有限公司；乙酸(AR)、N,N-二甲基甲酰胺(DMF，AR)均购自西陇科学股份有限公司；间甲酚(m-Cresol，99%)、异喹啉(97%)均购自上海阿拉丁试剂有限公司；丙酮(Acetone，AR)，成都市科隆化学品有限公司；工业酒精(95%)，弘昊实验设备有限公司。
1.2 TpPa-CF3的合成
将Tp (63.0 mg，0.30 mmol)、Pa-CF3 (79.0 mg，0.45 mmol)、1,3,5-三甲基苯(1.5 mL)、1,4-二氧六环(1.5 mL)依次加入到Pyrex管(25 mL)中。为使混合物均匀分散，超声处理0.5 h，再加入3 mol/L乙酸溶液(0.5 mL)。随后，用液氮将Pyrex管骤冻抽出空气，再在室温下解冻，此操作循环3次。密闭封管，将Pyrex管在120℃下油浴3天。反应完毕后冷却至室温，过滤收集产物，先用DMF溶液搅拌洗涤3次，再通过索氏提取法进行提纯(提纯溶剂采用丙酮)。随后，收集产物，在真空烘箱中120℃下干燥12 h后，得到橘红色粉末样品TpPa-CF3。
1.3 聚酰亚胺(6FDA-ODA)的合成
在N2氛围下，向装有机械搅拌、冷凝回流的150 mL三口烧瓶内依次加入ODA (2.00 g，9.99 mmol)、间甲酚(28 mL)，待ODA完全溶解后再依次加入6FDA (4.44 g，9.99 mmol)、间甲酚(28 mL)，随后将温度升到50℃待反应物完全溶解后，滴加5~6滴异喹啉后升温至80℃反应3 h，120℃反应3 h，180℃反应3 h，最后200℃反应12 h。反应结束冷却至室温后，将聚酰亚胺溶液缓慢倒入大量工业酒精中拉丝沉淀，过滤收集产物，在真空烘箱中150℃干燥8 h。随后，使用适量DMF重新溶解并进行二次沉淀以除去聚酰亚胺中残留杂质。
1.4 TpPa-CF3/6FDA-ODA混合基质膜的制备
取一定量的TpPa-CF3粉末分散在DMF (3 mL)中，使用细胞粉碎机，在300 W功率下超声0.5 h后再搅拌6 h，保证TpPa-CF3粉末在DMF溶液中分散均匀。同时，称取0.2 g 6FDA-ODA溶解在DMF (2 mL)中，用针式滤头(0.45 μm，尼龙)过滤除去杂质。随后，将TpPa-CF3的分散液滴加到6FDA-ODA溶液中搅拌12 h，确保TpPa-CF3和6FDA-ODA充分混合。最后，将混合溶液缓慢流延到光滑平整的玻璃板(5 cm×5 cm)上，在80℃下蒸发12 h除去溶剂，待冷却至室温后在温水中脱膜，最后在150℃的真空烘箱中干燥12 h以除去残留的溶剂分子。按以上步骤分别制备含量为0wt%、1wt%、3wt%、5wt%、7wt%的TpPa-CF3/6FDA-ODA混合基质膜。
1.5 表征测试
X射线衍射(XRD)：采用荷兰帕纳科公司的X'Pert Pro型X射线衍射仪对制备的TpPa-CF3粉末与薄膜进行晶型及结构表征，扫描范围在3°~40°，扫描速度为2°/min。
傅里叶变换红外光谱(FTIR)：采用美国尼高力公司的Nicolette 6700-NXR型傅里叶变换红外光谱仪分析TpPa-CF3和薄膜的化学键组成及官能团。对于粉末样品通过溴化钾压片的方式测试，对于薄膜样品通过制成厚度约为20 μm的薄膜直接测试。扫描范围为400~
4000 cm−1，扫描次数64次以上。固态核磁共振(ssNMR)：通过德国布鲁克公司的Avance Neo 400 WB型固体核磁共振波谱仪测试TpPa-CF3的13C NMR，分析其化学键连接方式。所需样品压实后的体积应多于0.5 cm3。
X射线光电子能谱(XPS)：采用美国热电公司的Escalab 250 Xi型X射线光电子能谱仪分析TpPa-CF3的化学元素及化学态。采用粉末压片的方式制样。
扫描电子显微镜(SEM)：通过日本日立公司的SU 4800型扫描电子显微镜表征TpPa-CF3和薄膜表面、截面的微观形貌。对于粉末样品，用牙签将少量样品涂在导电胶上制样；对于薄膜样品，膜表面直接粘在导电胶上，膜断面通过液氮脆断选取平整截面制样。全部样品在测试前通过喷金处理提高样品导电性。
N2吸附-脱附测试：通过美国康塔公司的Autosorb IQ型比表面及孔隙度分析仪器表征TpPa-CF3的比表面积及孔径分布。采用BET (Brunauer-Emmett-Teller)法计算比表面积，密度泛函理论(DFT)计算孔径分布。
热重分析(TGA)：通过德国耐驰公司的STA 449C型综合热分析仪测试TpPa-CF3和薄膜的热稳定性。在N2氛围下测试，升温速率为10℃/min，测试范围在50~800℃。
差示扫描量热分析(DSC)：通过德国耐驰公司的DSC 214型差示扫描量热仪测试薄膜的玻璃化转变温度，在N2氛围下以10℃/min的速率升温，测试范围在30~350℃，所有结果均采用消除热历史后的二次升温曲线。
力学性能：通过美国美特斯公司的CMT2103型万能试验机来表征薄膜的力学性能。薄膜样品尺寸为50 mm×10 mm，拉伸载荷为5 kN，拉伸速率为2 mm/min，标距为20 mm。
水接触角测试：通过中国承德优特仪器有限公司JY-PHb型接触角分析仪测定薄膜的亲疏水性能。薄膜样品尺寸为20 mm×20 mm，测试次数至少3次。
气体渗透性测试：通过中国济南兰光公司的VAC-V1型气体渗透仪测试薄膜的气体渗透性能。测试方法为恒体积变压法，测试气体为高纯气体(CO2、O2、N2)，测试条件为4 bar，35℃。测试过程如下，将厚度均匀的待测薄膜装入膜腔中，测试前将上下腔气压抽至20 Pa以下，随后下腔关闭，上腔通入待测纯气体形成压差。压差推动气体自上腔(高压侧)向下腔(低压侧)渗透，通过系统计算得到膜的气体渗透系数P。
2. 结果与讨论
2.1 TpPa-CF3的表征
通过粉末X射线衍射(PXRD)对合成的TpPa-CF3的晶体结构进行分析，图1(a)中2θ=4.79°处出现的强峰对应于COF的(100)晶面，其他峰也出现在2θ=7.81°、26.14°处，分别对应于(200)、(001)晶面，其中(001)晶面也是其π-π堆叠峰，通过布拉格方程计算得出其堆叠层间距为0.33 nm。将测试结果与模拟的晶体模型的衍射峰进行对比，结果表明二者衍射峰的位置与强度均匹配良好。TpPa-CF3在Pawley精修后得到的晶胞参数为a=
2.290351 nm，b=2.236760 nm，c=0.423813 nm，α=89.56415 ，β=89.73479 ，γ=120.51471 。实验结果与精修后的PXRD之间的残差值较小，Rwp=1.24%，Rp=0.91%。以上结果初步说明成功合成出了目标晶体结构，且具有良好的结晶性。为进一步说明TpPa-CF3成功合成，通过FTIR对TpPa-CF3以及其构筑单元测试，从图1(b)中可以看到，构筑单元2,4,6-三甲酰间苯三酚(Tp)在
2894 cm−1处醛基的CH=O特征峰和构筑单元2-三氟甲基-1,4-苯二胺(Pa-CF3)在3318 cm−1和3210 cm−1处的—NH2特征峰在产物TpPa-CF3中消失，表明醛胺缩合反应完全。在1282 cm−1处的C—N的特征吸收峰表明烯醇-酮异构的发生。因为框架是以酮的形式存在，结构中有强的分子内氢键及共轭作用，所以在1592 cm−1处的C=C的特征峰和1610 cm−1处的C=O特征峰合并呈肩状[20]。在1128 cm−1处出现了C—F的特征峰。13C固体NMR分析如图1(c)所示，图中显示化学位移在184.2×10−6和108.1×10−6处有两个较明显的信号峰，分别对应于烯醇-酮异构反应所形成的C=O键和C—N键上的C原子，123.6×10−6处归属于C—F上的C原子。其余在119.0×10−6、134.1×10−6和146.5×10−6处的信号峰则归属于芳香单元上的C原子。
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图 1 TpPa-CF3的PXRD精修谱图(a)、FTIR谱图(b)、13C固体核磁谱图(c)Figure 1. PXRD refined spectra (a), FTIR spectra (b), 13C solid-state NMR spectrum (c) of TpPa-CF3“*”标记的峰为测试仪器产生的旋转边带峰FTIR和固体核磁分析结果证实TpPa-CF3的成功合成且以稳定的β-酮胺形式存在。
通过XPS测量TpPa-CF3的全谱和各个元素的光谱，由图2(a)的全谱可知TpPa-CF3是由C、N、O、F 4种元素组成的。图2(b)是C1s的高分辨率XPS光谱，其能够被卷积为4个峰，分别对应于TpPa-CF3中的C=C/C—C(284.8 eV)、C—N(286.2 eV)、C=O(288.9 eV)和C—F(292.9 eV)键，N1s的高分辨率XPS如图2(c)所示，其被卷积为2个峰，分别归属于N—C(400.2 eV)和N—H(403.9 eV)键，F1s的高分辨率XPS如图2(d)所示，其只有一个卷积峰归属于C—F(688.3 eV)。所有以上结果说明TpPa-CF3形成目标结构，由C1s和N1s证明该结构发生了烯醇-酮异构。
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图 2 TpPa-CF3的XPS图谱：(a)全谱；(b) C1s；(c) N1s；(d) F1sFigure 2. XPS spectra of TpPa-CF3: (a) Survey spectrum; (b) C1s; (c) N1s; (d) F1s通过扫描电镜(SEM)观察TpPa-CF3的微观形貌。如图3(a)所示，TpPa-CF3具有均匀的微观形貌，呈现为“米粒”形颗粒堆积形成的团簇，每一颗“米粒”的尺寸在(100±30) nm。
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图 3 TpPa-CF3的微观形貌(a)、N2吸附-脱附曲线(b)、孔径分布图(c)、TGA和DTG曲线(d)Figure 3. Microscopic morphology (a), N2 adsorption-desorption curves (b), pore size distribution (c), TGA and DTG curves (d) of TpPa-CF3dV/(dlogD)—; STP—为了解TpPa-CF3的多孔性，对其进行N2吸附-脱附测试。图3(b)中N2吸脱附曲线呈现出I型曲线特征，TpPa-CF3在相对压力较低的区域(p/p0＜0.1)，N2的吸附量快速增加，说明材料中存在丰富的微孔结构。通过计算分析得出TpPa-CF3具有较大的比表面积(791.83 m2·g−1)，图3(c)显示TpPa-CF3具有较小的孔径(1.18 nm)。这归因于TpPa-CF3中氟原子的高电负性增强了框架中芳香环之间的相互作用力，这种相互作用力有助于COF形成较大的比表面积以及较小的孔径[17]。
通过热重分析TpPa-CF3的热性能。热重曲线如图3(d)所示，从图中看到热损失分为两个阶段，大约在400℃之前的损失可能为残留在孔道里的高沸点溶剂(DMF)的挥发。400℃后出现明显的质量损失，从DTG曲线上可以看到在416℃质量损失的速度最快，这主要归因于TpPa-CF3框架的分解。以上结果可以看出TpPa-CF3具有较好的热稳定性。
2.2 TpPa-CF3/6FDA-ODA混合基质膜的表征
通过XRD对膜结构表征，评价了填料对聚合物链排列的影响。从图4(a)中可以看到所有曲线在2θ=15°左右均出现典型的聚合物宽峰。通过布拉格方程计算，得到膜的分子链间距。纯6FDA-ODA膜的分子链间距为0.574 nm，随着填料TpPa-CF3负载量的增加，链间距呈现先增大后下降的趋势，7%TpPa-CF3/6FDA-ODA膜的链间距最小(0.566 nm)。分子链间距先增大主要是由于小负载量的掺入破坏了分子链的堆积，随着负载量的增大，填料与聚合物基质的相互作用逐渐增强，限制了分子链的迁移率，链间距减小有利于提高气体的选择性。同时，在TpPa-CF3/6FDA-ODA混合基质膜中没有观察到TpPa-CF3粉末的特征峰，这主要是由于在超声搅拌过程中COF填料的部分剥落[21]。
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图 4 6FDA-ODA及TpPa-CF3/6FDA-ODA混合基质膜的XRD (a)和FTIR图谱(b)Figure 4. XRD patterns (a) and FTIR spectra (b) of 6FDA-ODA and TpPa-CF3/6FDA-ODA mixed matrix membranes混合基质膜的FTIR图谱如图4(b)所示，所有膜都表现出6FDA-ODA的特征峰，包括C=O的对称(
1783 cm−1)和不对称拉伸(1733 cm−1)、C—N的拉伸振动(1378 cm−1)、C—O—C的拉伸振动(1157 cm−1)、C—F键的吸收峰(1110 cm−1)，以及酰亚胺环的弯曲振动(721 cm−1)，值得注意的是在1597 cm−1处的特征峰，随着填料的增加而增强，这主要归因于TpPa-CF3和6FDA-ODA中芳香环上的C=C的吸收峰重叠[22]。以上结果说明聚酰亚胺基体和填料之间具有良好的相容性，填料的加入并没有破坏聚酰亚胺的结构。为分析TpPa-CF3的加入对混合基质膜热稳定性的影响，对6FDA-ODA及TpPa-CF3/6FDA-ODA混合基质膜进行了热重测试。如图5(a)所示，混合基质膜的分解分为两个阶段，第一阶段是400℃左右TpPa-CF3框架的分解，第二阶段是500℃左右6FDA-ODA基体膜的分解，填料的加入对膜的热稳定性影响不大。所有混合基质膜都表现出高达500℃的良好热稳定性，远高于工业中膜的操作温度，表明这些膜具有良好的适用性。DSC曲线用于分析膜的玻璃化转变温度(Tg)。如图5(b)所示，6FDA-ODA膜的Tg出现在297.5℃。随着TpPa-CF3负载量的增加，TpPa-CF3/6FDA-ODA膜的Tg从297.5℃逐渐增加到302.1℃，说明TpPa-CF3与6FDA-ODA之间具有良好的界面相互作用，这有利于提升混合基质膜的气体选择性[23]。
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图 5 6FDA-ODA和TpPa-CF3/6FDA-ODA混合基质膜的TGA曲线(a)和DSC曲线(b)Figure 5. TGA curves (a) and DSC curves (b) of 6FDA-ODA and TpPa-CF3/6FDA-ODA mixed matrix membranes膜表面、截面的扫描电镜表征能够反映出填料在膜内的分散情况。如图6(a1)~6(e1)所示，与表面光滑平整的纯膜相比，混合基质膜的表面随着填料负载量的增加逐渐变得粗糙，在负载量达到7wt%时可以看到膜表面出现不平整及大颗粒团聚的现象。图6(a2)~6(e2)为纯膜及其混合基质膜的截面扫描电镜图，纯膜的截面表现出均匀、致密的微观结构，在1wt%~5wt%混合基质膜的截面图中能够观察到随着负载量的增加其截面形貌逐渐变粗糙，同时在膜内能够观察到TpPa-CF3颗粒很好地被聚合物包裹且分散均匀。当填料负载量达到7wt%时膜内出现填料与聚合物基质相分离的现象，说明此时负载量已经达到聚合物基质所能承受的上限，5wt%为其最优负载量。
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图 6 膜表面((a1)~(e1))和膜截面((a2)~(e2))的SEM图像((a)~(e)分别代表不同TpPa-CF3的负载量：0wt%、1wt%、3wt%、5wt%、7wt%)Figure 6. SEM images of membrane surface ((a1)-(e1)) and cross-section ((a2)-(e2)) ((a)-(e) represent different TpPa-CF3 loadings: 0wt%, 1wt%, 3wt%, 5wt%, 7wt%, respectively)通过接触角测试仪分析纯膜及其混合基质膜的水接触角(θw)。如图7(a)和表1所示，6FDA-ODA膜的水接触角为79.9°，TpPa-CF3/6FDA-ODA混合基质膜的水接触角为81.4°~89.1°，呈现逐渐增大的趋势。这主要归因于TpPa-CF3框架中含有—CF3疏水基团，因此随着TpPa-CF3含量的增加相应负载量的混合基质膜水接触角也逐渐增加。提升膜的疏水性能有助于阻止水汽进入，提升其气体传输性能。
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图 7 不同负载量下TpPa-CF3/6FDA-ODA混合基质膜的接触角(a)和应力-应变曲线(b)Figure 7. Contact angle (a) and stress-strain curves (b) of TpPa-CF3/6FDA-ODA mixed matrix membranes at different loadings表 1 不同负载量下TpPa-CF3/6FDA-ODA混合基质膜的力学性能Table 1. Mechanical properties of TpPa-CF3/6FDA-ODA mixed matrix membranes at different loadingsTpPa-CF3 loadings/wt% Tensile strength/MPa Elongation at break/% Young's modulus/GPa θw/(°) 0 74.1 10.1 1.59 79.9 1 79.6 9.7 1.63 81.4 3 82.9 8.6 1.70 83.1 5 93.0 7.8 1.82 84.1 7 84.5 7.3 1.76 89.1 Note: θw—Water contact angle. 对混合基质膜进行拉伸实验以此来检验其力学性能。测试结果如图7(b)和表1所示。从表中可以看出，TpPa-CF3/6FDA-ODA混合基质膜的抗拉强度和杨氏模量随着TpPa-CF3负载量的增加呈现出先增加后下降的趋势，而断裂伸长率呈现逐渐下降的趋势。这主要归因于，在混合基质膜中TpPa-CF3与6FDA-ODA之间较好的相互作用力使得填料与聚合物之间具有良好的界面相容性，增强了膜的刚性。然而，当负载量达到7wt%时，抗拉强度和杨氏模量略微下降，这主要是过量的TpPa-CF3颗粒之间发生团聚，使得界面出现缺陷导致应力集中，降低了膜的力学性能[24]。
利用3种纯气体(CO2、O2、N2)渗透测试来评估不同负载量下TpPa-CF3/6FDA-ODA混合基质膜的渗透性及CO2/N2和O2/N2的理想选择性。结果如表2所示，每一种膜气体渗透系数的大小均与气体分子动力学直径呈反比，即膜的3种气体渗透系数大小排列为P(CO2)>P(O2)>P(N2)，3种气体分子动力学直径大小排列为N2(0.36 nm)>O2(0.35 nm)>CO2(0.33 nm)。同6FDA-ODA膜相比所有混合基质膜的气体渗透性都有所提升。由图8(a)中可得，随着TpPa-CF3含量的增加，膜的气体渗透性呈现出先增大后下降的趋势，其中5%TpPa-CF3/6FDA-ODA膜气体渗透性能最佳，P(CO2)提升了149%，P(O2)提升了138%，P(N2)提升了98%。这主要归因于TpPa-CF3的高孔隙率提高了TpPa-CF3/6FDA-ODA膜的比表面积及固有孔隙率，为气体传输提供了快速通道。TpPa-CF3负载量到7wt%时，气体的渗透性明显下降，但仍然比6FDA-ODA膜高。这主要是由于负载量过大，造成TpPa-CF3在膜内团聚堵塞了气体传输的孔道。
表 2 6FDA-ODA及TpPa-CF3/6FDA-ODA混合基质膜的气体渗透系数P和理想选择性Table 2. Gas permeability coefficient P and ideal selectivity of 6FDA-ODA and TpPa-CF3/6FDA-ODA mixed matrix membranesMembrane Permeability/Barrer Ideal selectivity α CO2 O2 N2 α(CO2/N2) α(O2/N2) 6FDA-ODA 12.47 2.55 0.64 19.5 4.0 1%TpPa-CF3/6FDA-ODA 16.91 3.76 0.98 17.2 3.8 3%TpPa-CF3/6FDA-ODA 22.77 4.43 1.03 22.0 4.3 5%TpPa-CF3/6FDA-ODA 31.08 6.08 1.27 24.5 4.8 7%TpPa-CF3/6FDA-ODA 18.62 4.16 1.11 16.8 3.8 Notes: 1 Barrer=10−10 cm3(STP)·cm·cm−2·s−1·cmHg−1; Ideal selectivity α=P(A)/P(B), A and B are two different pure gases. ![]()
图 8 不同负载量下TpPa-CF3/6FDA-ODA混合基质膜的气体渗透性(a)、气体选择性(b)、72 h连续渗透性测试(c)Figure 8. Gas permeability (a), gas selectivity (b), 72 h continuous permeability performance test (c) of TpPa-CF3/6FDA-ODA mixed matrix membranes at different loadingsTpPa-CF3/6FDA-ODA膜的气体选择性变化趋势和气体渗透性变化趋势不同，如图8(b)所示，CO2/N2和O2/N2均呈现出先下降后上升再下降的趋势，CO2/N2及O2/N2的理想选择性范围分别在16.8~24.4和3.8~4.8。其中，当TpPa-CF3负载量为5wt%时，混合基质膜的CO2/N2和O2/N2选择性最好，分别是6FDA-ODA膜的125%和119%。理想选择性的提高主要归因于两个方面：一个方面是CO2和O2的分子动力学直径要小于N2的分子动力学直径，从而CO2和O2分子倾向于优先通过。另一个方面，TpPa-CF3中富含大量对CO2具有亲和力的N、O和F等电负性原子，同时框架内还存在能与CO2发生偶极-四极相互作用的强极性C—F键，因此CO2/N2选择性相较于O2/N2的提升更明显[25]。然而，当负载量到7wt%时，混合基质膜的CO2/N2和O2/N2选择性大幅下降，略低于6FDA-ODA膜，这主要归因于当TpPa-CF3的负载量增加一定程度时，其在膜内发生团聚，并和聚合物基质产生部分相分离，产生一些非选择的孔，从而造成CO2/N2和O2/N2理想选择性的大幅下降。
对TpPa-CF3/6FDA-ODA混合基质膜进行72 h的连续气体渗透性测试，以验证膜的稳定性。如图8(c)所示，该膜在72 h的运行试验中P(CO2)下降了18%，CO2/N2的选择性下降了16%，总体表现出了良好的分离稳定性。
为了评估混合基质膜的气体分离性能，图9显示了不同负载量的TpPa-CF3/6FDA-ODA混合基质膜的气体分离性能与Robeson上限的对比。当负载量为5wt%时，其气体分离性能更靠近Robeson上限，气体的渗透性与选择性同步提升。说明适量的引入TpPa-CF3能够改善聚合物膜的气体分离性能。此外，表3显示了文献[26-30]中报道的混合基质膜气体分离性能与本工作的对比，TpPa-CF3/6FDA-ODA混合基质膜显示出适中的气体渗透性以及适中的气体选择性，说明TpPa-CF3/6FDA-ODA混合基质膜还有进一步提升的潜力。
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图 9 不同负载量的TpPa-CF3/6FDA-ODA混合基质膜CO2/N2 (a)和O2/N2 (b)的Robeson上限图Figure 9. Robeson upper bound plots of TpPa-CF3/6FDA-ODA mixed matrix membranes with different loadings CO2/N2 (a) and O2/N2 (b)表 3 文献中报道的混合基质膜气体分离性能与本工作的对比Table 3. Comparison of gas separation performance of mixed matrix membranes reported in the literature with the present workMembrane type P(CO2)/Barrer P(O2)/Barrer α(CO2/N2) α(O2/N2) Ref. TpPa-1-nc/Pebax 21 — 72 — [26] COFp-PVAm 270 — 86 — [27] TpBD@PBI-BuI 14.8 — 23 — [28] ZIF-7-I/(BPDA/6FDA-ODA) — 2.9 — 0.19 [29] PBI-PI-based carbon 293.5 93.1 8.3 2.6 [30] 5%TpPa-CF3/6FDA-ODA 31.08 6.08 24.4 4.8 This work Notes: TpPa-1-nc—; COFp—; TpBD—; BPDA—; Pebax—Poly(ether-block-amide); PVAm—Polyvinylamine; PBI-BuI—Tert-butylpolybenzimidazole; ZIF-7-I—Wide-pore ZIF-7; PBI—Polybenzimidazoles; PI—Polyimide. 3. 结 论
(1)采用溶剂热法合成了一种氟化共价有机框架材料(TpPa-CF3)，其具有高比表面积(791.83 m2·g−1)，较小且均一的孔径(1.18 nm)以及良好的热稳定性。
(2)采用共混法成功制备TpPa-CF3/聚酰亚胺(6FDA-ODA)混合基质膜。通过表征得出，所得膜具有良好的界面相容性以及较高的热稳定性(热分解温度在500℃左右)。水接触角的范围在81.4°~89.1°，且膜具有良好的力学性能，有利于膜在分离过程中的稳定性。
(3) TpPa-CF3的掺入提高了混合基质膜的气体渗透性，随着膜中TpPa-CF3负载量的增加，混合基质膜的气体渗透性呈现先减小后增大再减小的趋势。其中，5%TpPa-CF3/6FDA-ODA膜的气体分离性能最好，其CO2和O2的渗透性能分别提高了149%和138%，CO2/N2和O2/N2的分离性能分别是6FDA-ODA基体膜的125%和119%。
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图 1 原材料的SEM图像: (a) 6063铝合金粉; (b) TiB2颗粒; (c) 碳纤维; (d~d1) SiC晶须
Figure 1. The SEM images of the raw material: (a) 6063Al alloy powders;(b) TiB2p; (c) Cf; (d~d1) SiCw
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图 2 混粉后的6063Al复合粉末SEM图像: (a) TiB2p/6063Al;(b) Cf/6063Al; (c~d) SiCw/6063Al
Figure 2. The SEM images of 6063Al composite powder after mixing:(a) TiB2p/6063Al; (b) Cf/6063Al; (c~d) SiCw/6063Al
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图 3 销-盘式MTF-CF200特种材料电损伤测试系统示意图
Figure 3. Schematic diagram of pin-disc MTF-CF200 special material electrical damage test system
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图 4 6063Al基复合材料的SEM微观组织形貌: (a~a1) TiB2p/6063Al; (b~b1) Cf/6063Al; (c~c1) SiCw/6063Al
Figure 4. The SEM microstructure morphology of 6063Al matrix composites: (a~a1) TiB2p/6063Al; (b~b1) Cf/6063Al; (c~c1) SiCw/6063Al
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图 5 6063Al基复合材料的瞬时摩擦系数变化规律: (a) TiB2p/6063Al;(b) Cf/6063Al; (c) SiCw/6063Al; (d) 6063Al
Figure 5. The variation of instantaneous friction coefficient of 6063Al matrix composites: (a) TiB2p/6063Al; (b) Cf/6063Al; (c) SiCw/6063Al; (d) 6063Al
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图 6 6063Al基复合材料的摩擦系数均值和线磨损率
Figure 6. The mean of the coefficient of friction and linear wear rate of 6063Al matrix composites
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图 7 6063Al基复合材料的载流效率和载流稳定性
Figure 7. The current carrying efficiency and current carrying stability of 6063Al matrix composites
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图 8 6063Al基复合材料磨损表面的微观形貌: (a~c) TiB2p/6063Al; (d~f) Cf/6063Al; (g~i) SiCw/6063Al; (j~l) 6063Al
Figure 8. Microscopic morphology of wear surfaces of 6063Al matrix composites: (a~c) TiB2p/6063Al; (d~f) Cf/6063Al; (g~i) SiCw/6063Al; (j~l) 6063Al
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图 9 6063Al基复合材料磨损表面的三维高度示意图: (a) TiB2p/6063Al; (b) Cf/6063Al; (c) SiCw/6063Al; (d) 6063Al
Figure 9. The three-dimensional height schematic diagram of the wear surface of a 6063Al matrix composite: (a) TiB2p/6063Al; (b) Cf/6063Al; (c) SiCw/6063Al; (d) 6063Al
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图 10 6063Al基复合材料的磨损机制示意图: (a) TiB2p/6063Al; (b) Cf/6063Al; (c) SiCw/6063Al
Figure 10. The schematic diagram of the wear mechanism of 6063Al matrix composites: (a) TiB2p/6063Al; (b) Cf/6063Al; (c) SiCw/6063Al
表 1 6063铝合金的名义成分表
Table 1 Nominal composition list of 6063Al alloy
6063Al alloy Al Mg Si Fe Cu Mn Cr Ti Zn Content/wt.% Bal. 0.45~0.90 0.20~0.60 0.35 0.10 0.10 0.10 0.10 0.10 
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表 2 6063Al基复合材料的基础性能
Table 2 Basic properties of 6063Al matrix composites
Aluminum matrix and composites Relative density/% Hardness/HB Electrical conductivity/% IACS TiB2p/6063Al 98.63 68.38(±0.56) 44.52(±0.18) Cf/6063Al 99.41 63.40(±0.71) 48.40(±0.07) SiCw/6063Al 97.57 67.74(±1.28) 45.65(±0.16) 6063Al 99.87 61.30(±0.48) 50.40(±0.06)
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[1] LI Shisheng, SU Yishi, ZHU Xinhai, et al. Enhanced mechanical behavior and fabrication of silicon carbide particles covered by in-situ carbon nanotube reinforced 6061 aluminum matrix composites[J]. Materials & Design, 2016, 107: 130-138.
[2] 孟祥臣. 微量Cu和Cr对6063铝合金的组织及力学性能的影响[D]. 沈阳: 沈阳工业大学, 2023. MENG Xiangchen. Effect of micro-additions of Cu and Cr on the microstructure and mechanical properties of Al 6063 alloy [D]. Shenyang: Shenyang University of Technology, 2023(in Chinese).
[3] HE Wei, LI Hui, HAN Xudong, et al. High-temperature dry sliding friction and wear behavior of in-situ (Al3Zr+ZrB2)/AA6016 aluminum matrix composites[J]. Materials Today Communications, 2024, 39: 108951-. DOI: 10.1016/j.mtcomm.2024.108951
[4] 李月英, 刘勇兵, 曹占义. 飞灰颗粒增强铝基复合材料的摩擦与磨损特性[J]. 复合材料学报, 2003, (6): 26-30. DOI: 10.3321/j.issn:1000-3851.2003.06.006 LI Yueying, LIU Yongbing, CAO Zhanyi. Friction and wear properties of fly ash particles reinforced ZL109 composites[J]. Acta Materiae Compositae Sinica, 2003, (6): 26-30(in Chinese). DOI: 10.3321/j.issn:1000-3851.2003.06.006
[5] 杜亭亭. 金属纤维增强铝基复合材料高强韧设计[D]. 哈尔滨: 哈尔滨工业大学, 2022. DU Tingting. Metal fiber reinforced aluminum matrix composite high strength design[D]. Harbin: Harbin Institute of Technology, 2022(in Chinese).
[6] 姚正军, 姚一波, 袁明. 尼龙66纤维/6061铝合金复合板静电植绒工艺及隔声性能[J]. 复合材料学报, 2015, 32(6): 1625-1632. YAO Zhengjun, YAO Yibo, YUAN Ming. Electrostatic flocking technology and sound insulation properties of nylon 66 fibers/aluminium alloy 6061 composite plates[J]. Acta Materiae Compositae Sinica, 2015, 32(6): 1625-1632(in Chinese).
[7] PRABAKARAN V, R P, M P, et al. Study of tribological performance and corrosion resistance of aluminum alloy 6063 composites enhanced with a combination of silicon carbide and tungsten disulfide particles[J]. Results in Surfaces and Interfaces, 2024, 15: 100233-. DOI: 10.1016/j.rsurfi.2024.100233
[8] 王东伟, 李发强, 黄起昌, 等. 表面织构对滑动电接触界面摩擦学行为的影响[J]. 表面技术, 2024, 53(9): 137-147+179. WANG Dongwei, LI Faqiang, HUANG Qichang, et al. Effect of surface texture on tribological behavior of sliding electrical contact interface.[J]. Surface Technology, 2024, 53(9): 137-147+179(in Chinese).
[9] 林焕然, 国秀花, 宋克兴, 等. (WC+SiCw)/Cu-Al2O3复合材料载流摩擦磨损行为[J]. 表面技术, 2022, 51(01): 33-42. LIN Huanran, GUO Xiuhua, SONG Kexing, Current carrying friction and wear behavior of (WC+SiCw)/Cu-Al2O3 composites[J]. Surface Technology, 2022, 51(01): 33-42(in Chinese).
[10] 张胜利, 国秀花, 宋克兴, 等. 多粒径TiB2p颗粒增强铜基复合材料的制备与载流摩擦磨损性能[J]. 复合材料学报, 2019, 36(10): 2348-2356. ZHANG Shengli, GUO Xiuhua, SONG Kexing, et al. Preparation and electrical wear characteristics of copper matrix composites reinforced with mixing sized TiB2p particles[J]. Acta Materiae Compositae Sinica, 2019, 36(10): 2348-2356(in Chinese).
[11] 肖琪聃, 周峰, 吴珊. 无压熔渗制备TiC/Ti3SiC2复合材料高速载流摩擦磨损性能[J]. 复合材料学报, 2018, 35(10): 2832-2840. XIAO Qidan, ZHOU Feng, WU Shan. Current-carrying friction and wear characteristics of TiC/Ti3SiC2 composites under high speed by infiltration sintering[J]. Acta Materiae Compositae Sinica, 2018, 35(10): 2832-2840(in Chinese).
[12] 周文艳, 冉丽萍, 彭可, 等. Mo2C改性C/C-Cu复合材料的组织及载流摩擦磨损性能[J]. 复合材料学报, 2016, 33(9): 2074-2081. ZHOU Wenyan, RAN Keli, PENG Ke. et al. Structure and tribological property with electric current of Mo2C modified C/C-Cu composites[J]. Acta Materiae Compositae Sinica, 2016, 33(9): 2074-2081(in Chinese).
[13] KUMAR S, BALASUBRAMANIAN V. Effect of reinforcement size and volume fraction on the abrasive wear behaviour of AA7075 Al/SiCp P/M composites—a statistical analysis[J]. Tribology International, 2010, 43(1-2): 414-422. DOI: 10.1016/j.triboint.2009.07.003
[14] KUMAR S, BALASUBRAMANIAN V. Developing a mathematical model to evaluate wear rate of AA7075/SiCp powder metallurgy composites[J]. Wear, 2007, 264(11): 1026-1034.
[15] 苗永鑫, 焦安源, 李海一, 等. 高体积分数SiCp/Al复合材料的螺旋铣削试验研究[J]. 表面技术, 2024, 53(14): 164-172. MIAO Yongxin, JIAO Anyuan, LI Haiyi. et al. Experimental study of helical milling of high volume fraction SiCp/Al composites[J]. Surface Technology, 2024, 53(14): 164-172(in Chinese).
[16] WU Weiguo, ZENG Tiancheng, HAO Wenfeng, et al. Microstructure and mechanical properties of aluminum matrix composites reinforced with in-situ TiB2p particles[J]. Frontiers in Materials, 2022, 9.
[17] ROUHI M, MOAZAMI-GOUDARZI M, ARDESTANI M. Comparison of effect of SiC and MoS2 on wear behavior of Al matrix composites[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2019, 29(6): 1169-1183. DOI: 10.1016/S1003-6326(19)65025-9
[18] 张现亮. TiB2p颗粒增强7075铝基复合材料挤压型材组织与性能研究[D]. 济南: 山东大学, 2023. ZHANG Xianliang. Research on microstructure and properties of extruded profile of TiB2p Particulate Reinforced 7075Al Composite[D]. Jinan: Shandong University, 2023(in Chinese).
[19] 田经纬, 齐肖, 郭瑞, 等. 湿热老化对碳纤维增强复合材料力学和摩擦磨损性能的影响[J/OL]. 复合材料学报, 2025, 42. TIAN Jingwei, QI Xiao, GUO Rui, et al. Effect of hygrothermal aging on the mechanical and frictional wearproperties of carbon fiber reinforced composites[J/OL]. Acta Materiae Compositae Sinica, 2025, 42(in Chinese).
[20] 许玮, 胡锐, 高媛, 等. 碳纳米管增强铜基复合材料的载流摩擦磨损性能研究[J]. 摩擦学学报, 2010, 30(3): 303-307. XU Wei, HU Rui, GAO Yuan, et al. Friction and wear properties of carbon nanotubes reinforced copper matrix composites with and with out electric current[J]. Tribology, 2010, 30(3): 303-307(in Chinese).
[21] 金延文, 曲彦平, 王东, 等. SiC与球形石墨颗粒混杂增强铝基复合材料的摩擦磨损性能研究[J]. 摩擦学学报, 2021, 41(3): 334-343. JIN Yanwen, QU Yanping, WANG Dong, et al. Sliding wear behavior of aluminum matrix composites hybrid reinforced by SiCp and spherical graphite particles[J]. Tribology, 2021, 41(3): 334-343(in Chinese).
[22] 杨静煜, 朱明光, 王云华, 等. 铝/石墨复合材料高速高温下的摩擦磨损特性[J]. 复合材料学报, 1987, (03): 51-6+97-8. YANG Jingyu, ZHU Mingguang, WANG Yunhua, et al. Friction and wear behavior of graphite particle/Al composites at high sliding spdde and high temperature[J]. Acta Materiae Compositae Sinica, 1987, (03): 51-56+97-98(in Chinese).
[23] PARK O, KIM S, YOU N, et al. Synthesis and properties of iodo functionalized graphene oxide/polyimide nanocomposites[J]. Composites Part B, 2014, 56: 365-371. DOI: 10.1016/j.compositesb.2013.08.065
[24] LU Haibao, YAO Yongtao, HUANG Weimin, et al. Noncovalently functionalized carbon fiber by grafted self-assembled graphene oxide and the synergistic effect on polymeric shape memory nanocomposites[J]. Composites Part B, 2014, 67: 290-295. DOI: 10.1016/j.compositesb.2014.07.022
[25] 贾进浩. Cf/SiC-Al复合材料的制备及其性能的研究[D]. 长沙: 国防科技大学, 2022. JIA Jinhao. Fabrication and performance of Cf/SiC-Al composites[D]. Changsha: National University of Defense Technology, 2022(in Chinese).
[26] VAMSEE P, PAVAN K K, VAIRA R V, et al. Development and characterization of aluminum matrix composite reinforced with continuous stainless-steel fibers[J]. Materials Today: Proceedings, 2021, 45(P9): 7816-7821.
[27] PEI Risheng, CHEN Guoqin, WANG Yaping, et al. Effect of interfacial microstructure on the thermal-mechanical properties of mesophase pitch-based carbon fiber reinforced aluminum composites[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2018, 756: 8-18. DOI: 10.1016/j.jallcom.2018.04.330
[28] ZHANG Yunhe, WU Gaohui. Interface and thermal expansion of carbon fiber reinforced aluminum matrix composites[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2010, 20(11): 2148-2151. DOI: 10.1016/S1003-6326(09)60433-7
[29] AKBARZADEH E, PICAS J A, BAILE M. Orthogonal experimental design applied for wear characterization of aluminum/C-sf metal composite fabricated by the thixomixing method[J]. International Journal of Material Forming: Official Journal of the European Scientific Association for Material Forming - ESAFORM, 2016, 9(5): 601-612.
[30] CAO Xiong, SHI Qingyu, LIU Daming, et al. Fabrication of in situ carbon fiber/aluminum composites via friction stir processing: evaluation of microstructural, mechanical and Tribological Behaviors[J]. Composites Part B, 2018, 139: 97-105. DOI: 10.1016/j.compositesb.2017.12.001
[31] 王铀, 曹利, 刘家设, 等. SiCw/Al复合材料滑动磨损的微观机制[J]. 复合材料学报, 1991, (2): 85-90. WANG You, CAO Li, LIU Jiashe, et al. Micromechanism of dry sliding wear of SiCw/Al composites[J]. Acta Materiae Compositae Sinica, 1991, (2): 85-90(in Chinese).
[32] ZHONG Xinmiao, LI Qingyuan, GONG Yingze, et al. Effects of various proportions TiB2P-TiCp reinforced Al-Cu-Mg composites in high-temperature mechanical properties and sliding wear behaviors[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2024, 30: 4169-4180. DOI: 10.1016/j.jmrt.2024.04.159
[33] CALIMAN R. Aspects regarding wearing behaviour in case of aluminium composite materials reinforced with carbon fibers[J]. IOP Conference Series: Materials Science and Engineering, 2016, 145(7).
[34] CUI Lihui, LUO Ruiying, MA Denghao. Carbon fiber reinforced carbon-Al-Cu composite for friction material[J]. Materials, 2018, 11(4): 538. DOI: 10.3390/ma11040538
[35] 邵若男, 贺甜甜, 杜三明, 等. 铝合金表面Al2O3-Ni涂层的制备及耐磨性研究[J]. 表面技术, 2020, 49(4): 173-179. SHAO Ruonan, HE Tiantian, DU Sanming, et al. Preparation and wear resistance of Al2O3-Ni coating on aluminum alloy surface[J]. Surface Technology, 2020, 49(4): 173-179(in Chinese).
[36] 张昂昂. CNTs-SiC复合颗粒的制备及其对铝基复合材料性能的影响[D]. 西安: 西安理工大学, 2019. ZHANG Angang. Preparation of CNTs-SiC composite particles and its effect on properties of aluminum matrix composites[D]. Xian: Xi’an University of Technology, 2019(in Chinese).
[37] LI Shaolin, JIA Chaofan, GUO Xiuhua, et al. Enhancement mechanism of carbon fiber on the current-carrying tribological properties of Cf-Al2O3/Cu composites[J]. Wear, 2023, 530-531.
[38] 邹存磊. 原位Cu-Ti(Zr)-B颗粒增强铜基复合材料的制备与性能研究[D]. 大连: 大连理工大学, 2018. ZOU Cunlei. Study on the fabrication and properties of in situ Cu-Ti(Zr)-B particulate reinforced copper matrix composites[D]. Dalian: Dalian University of Technology, 2018(in Chinese).
[39] MOSTAFA E, SALEH K, OMAYMA E, et al. Microstructure and mechanical properties of CF/Al composites fabricated by hot coining technique[J]. Ceramics International, 2021, 47(15): 21890-21904. DOI: 10.1016/j.ceramint.2021.04.207
[40] ZHAI Hongxiang, HUANG Zhenying. Instabilities of sliding friction governed by asperity interference mechanisms[J]. Wear, 2004, 257(3-4): 414-422. DOI: 10.1016/j.wear.2004.01.018
[41] DU Jiebin, LU Mingchong, FANG Jiamin, et al. Current-carrying friction behavior and wear mechanism of Ag coatings by rotary spray deposition[J]. Wear, 2024, 546-547: 205367-. DOI: 10.1016/j.wear.2024.205367
[42] 程晓超. 短碳纤维增强铝基复合材料的制备及性能研究[D]. 天津: 河北工业大学, 2019. CHENG Xiaochao. Preparation and properties of short carbon fiber reinforced aluminum matrix composites[D]. Tianjin: Hebei University of Technology, 2019(in Chinese).
[43] HOON K, SEUNGJIN N, SOO S, et al. Tribological properties of carbon fiber-reinforced aluminum composites processed by spark plasma sintering[J]. Carbon letters, 2017, 21: 103-106. DOI: 10.5714/CL.2017.21.103
[44] LIU Lei, LI Weiwei, TANG Yiping, et al. Friction and wear properties of short carbon fiber reinforced aluminum matrix composites[J]. Wear, 2008, 266(7): 733-738.
[45] 冯江. 颗粒晶须混杂增强铜基复合材料电性能和力学性能研究[D]. 西安: 西安理工大学, 2022. FENG Jiang. Study on electrical and mechanical properties of particle and whisker hybrid reinforced copper matrix composites[D]. Xian: Xi'an University of Technology, 2022(in Chinese).
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目的
近年来许多实际服役场景均涉及载流摩擦，如高铁的弓网系统和电磁轨道发射系统等，载流摩擦的研究有利于解决实际中存在的问题。轻质6063铝合金具有一定的强度和耐蚀性使其在载流摩擦领域中得到广泛应用，但随着科技的飞速发展，载流摩擦复服役条件越来越苛刻，因此，亟待提升6063铝合金的载流摩擦磨损性能。本文选用颗粒(TiB)、纤维(C)和晶须(SiC)作为增强相，采用放电等离子烧结(SPS)和热挤压工艺相结合分别制备了增强相体积分数为5 vol.%的TiB/6063Al、C/6063Al和SiC/6063Al复合材料。重点研究了增强相类型对6063Al基复合材料载流摩擦磨损性能的影响，深入分析了复合材料的摩擦系数、磨损率、磨损表面形貌及磨损机理。
方法实验以颗粒(TiB)、纤维(C)和晶须(SiC)作为增强相，6063铝合金作为金属基体，通过翻转式混粉→SPS烧结→热挤压的工艺成功制备出6063Al基复合材料。采用数显布氏硬度计、涡流导电仪、高精度电子天平对其基础性能的测试。采用MTF-CF200特种材料电损伤测试系统对6063Al基复合材料的载流摩擦磨损性能进行测试，利用JSM-IT100扫描电子显微镜、奥林巴斯OLS5100激光共聚集显微镜等方法进行微观组织的表征，并通过磨损率、载流效率及载流稳定性的计算和分析，从而掌握6063Al基复合材料的载流摩擦磨损特性及磨损机制。
结果通过对其基础性能的测定、微观组织的分析以及载流摩擦磨损性能的测试，6063Al基复合材料主要有以下几点
结果①相同体积分数下，TiB和C在6063Al基体中分布较均匀，而SiC/6063Al复合材料中的SiC存在部分团聚现象。不同类型增强相对6063Al基体的硬度有不同幅度的提升效果，而致密度和导电率均有不同程度的降低。其中，TiB/6063Al复合材料的硬度最高，其值为68.38 HB，较6063Al提升11.55%，C/6063Al和SiC/6063Al的硬度较基体分别提升3.43%和10.51%。②不同类型增强相的添加使6063Al基复合材料摩擦系数的稳定性和均值有不同程度的降低，对磨损率和载流质量的影响不同。综合来看，C/6063Al复合材料的载流摩擦磨损性能最优异，载流摩擦系数的波动性最小，出现稳定摩擦滑动阶段。同时，其线磨损率最小、载流效率最高，线磨损率(3.19 × 10 mg/mm)较6063Al减少32.27%，载流效率(66.61%)较6063Al基体提升29.44%。③载流摩擦条件下，C/6063Al复合材料的磨损表面拥有更平整的微观形貌，较少的金熔融属物。C承担主要载荷，并在磨损表面形成一层碳润滑膜，磨损机制主要以磨粒磨损和电弧侵蚀为主。TiB/6063Al复合材料的磨损机制主要以磨粒磨损、粘着磨损和电弧侵蚀为主，SiC/6063Al复合材料主要以粘着磨损、电气磨损为主。
结论通过本次试验发现C在提升6063Al的载流摩擦性能方面表现最为出色，C/6063Al复合材料的磨损率大幅降低，载流摩擦系数稳定性和载流效率提高明显。同时，其微观磨损表面较平整，存在较少的金属熔融物，磨损机制以磨粒磨损和电弧侵蚀为主。此外，C/6063Al复合材料良好的导电率可能是C/6063Al复合材料载流摩擦系数较稳定和载流效率较高的原因之一。此次试验为载流摩擦应用下铝合金的摩擦磨损行为研究提供一定的思路和理论支撑。
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载流摩擦涉及大型机械器件应用场景，近年来许多实际服役场景均涉及载流摩擦，如高铁的弓网系统和电磁轨道发射系统等，载流摩擦的研究有利于解决实际中存在的问题，特别是对研制新型耐磨、耐烧蚀材料具有重要意义。轻质6063铝合金具有一定的强度和耐蚀性使其在载流摩擦领域中得到广泛应用，但纯6063铝合金的载流摩擦性能难以达到实际服役需求。因此，本研究讨论了不同类型的增强相添加到6063Al基体材料中，对复合材料的基础性能以及载流摩擦学性能的影响。
本文通过放电等离子烧结(SPS)和热挤压工艺相结合分别制备了TiB2/6063铝合金、Cf/6063铝合金和SiCw/6063铝合金三种复合材料，对比研究了三种6063Al基复合材料的基础性能，重点研究了增强相类型对6063Al基复合材料载流摩擦磨损性能的影响，深入分析了复合材料的摩擦系数、磨损率、磨损表面形貌及磨损机制。结果表明：不同类型增强相对6063Al基体的硬度有不同幅度的提升效果，而致密度和导电率均有不同程度的降低。其中，TiB2/6063Al的硬度(68.38 HB)较6063Al基体提升得最多，约11.55%。对比三种复合材料，Cf/6063Al复合材料的致密度和导电率最高，其值分别为99.41%和48.4% IACS。载流摩擦试验结果表明，不同类型增强相添加使6063Al基复合材料的平均摩擦系数均有不同程度的降低，对磨损率和载流质量的影响不同。对比三种增强相，Cf在提升6063Al的载流摩擦性能方面表现最为出色，磨损率大幅降低，载流摩擦系数稳定性和载流效率提高明显。Cf/6063Al复合材料的摩擦过程出现长时间的稳定摩擦滑动阶段；磨损率(3.19 × 10–5 mg/mm)最小，较6063Al基体减少32.27%；载流效率(66.61%)最高，较基体提升29.44%；同时，其微观磨损表面较平整，存在较少的金属熔融物，磨损机制主要以磨粒磨损和电弧侵蚀为主。此外，Cf/6063Al复合材料的导电率较基体下降最少，这可能是Cf/6063Al复合材料载流摩擦系数较稳定和载流效率较高的原因之一。
6063Al基复合材料的瞬时摩擦系数(a~d)和线磨损率(e)的对比图
计量
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