趙運才 劉存宇 王慧鵬 舒鳳遠 王 鑫 朱鵬華

(1.江西理工大學(xué)機電工程學(xué)院 江西贛州 341000；2.中山大學(xué)化學(xué)工程與技術(shù)學(xué)院 廣東珠海 519082)

粉末冶金摩擦材料因摩擦因數(shù)穩(wěn)定、熱傳導(dǎo)性能良好以及耐磨性能優(yōu)異，被廣泛應(yīng)用于高能載火車、汽車、船舶和風(fēng)電行業(yè)等的制動系統(tǒng)中，是用于制動系統(tǒng)較為廣泛的材料之一[1]。粉末冶金摩擦材料主要可分為鐵基和銅基摩擦材料，而銅基相對于鐵基粉末冶金摩擦材料具有更良好的自潤滑性能和導(dǎo)熱性，在干、濕態(tài)摩擦下都具有穩(wěn)定的摩擦性能[2]。

隨著高鐵速度的逐漸提高，對制動摩擦材料提出了越來越高的要求，而銅基摩擦材料在高載荷的工作環(huán)境中強度和耐磨性不足的問題逐漸凸顯出來。為了提高其力學(xué)和磨損特性，近年來研究人員通過顆粒增強對銅基摩擦材料進行了改性研究。其中，金屬-陶瓷復(fù)合材料因結(jié)合了金屬和陶瓷的許多特性，如高的耐磨性和耐腐蝕性，優(yōu)良的導(dǎo)熱性和導(dǎo)電性等[3-4]，而成為研究熱點。研究表明[5-6]，在軟銅中添加硬質(zhì)陶瓷材料，不僅顯著提高了材料力學(xué)性能和耐磨性，且仍保持了銅優(yōu)良的導(dǎo)電導(dǎo)熱性能。如硬質(zhì)陶瓷顆粒如SiC[7]、ZrO2[8-9]和石墨烯[10-11]等，均可用于改善材料的耐磨性。這些摻雜顆粒被認為是承載元素，它們可保護軟銅基體在循環(huán)接觸期間免受磨損。FATHY 等[12]通過粉末冶金法合成了Cu-ZrO2復(fù)合材料，并考察其力學(xué)性能。結(jié)果表明，復(fù)合材料顯微硬度、抗壓強度和耐磨性隨著ZrO2含量的增加而增加。SOMANI等[13]采用粉末冶金技術(shù)在950 ℃的燒結(jié)溫度下制備了不同SiC含量的Cu-SiC復(fù)合材料，結(jié)果表明，SiC存在提高了Cu-SiC復(fù)合材料的耐磨能力并降低了其摩擦因數(shù)；當碳化硅的質(zhì)量分數(shù)為10%時磨損率和摩擦因數(shù)分別降低了77%和25%。

氧化鋁(Al2O3)在高溫下具有高力學(xué)強度和良好的化學(xué)穩(wěn)定性，因而成為廣泛用于增強基體的顆粒之一；其中氧化鋁摻雜含量為30%(質(zhì)量分數(shù))時復(fù)合材料具備最佳的綜合性能[14-15]。因此本文作者利用粉末冶金法制備摻雜30%Al2O3的銅基摩擦材料，探討Al2O3對材料組織結(jié)構(gòu)以及摩擦磨損特性的影響，并通過掃描電子顯微鏡(SEM)、能量色散X射線分析儀(EDS)、光學(xué)顯微鏡(OM)等技術(shù)手段，進一步探究其磨損機制。

1 試驗步驟

1.1 試樣制備

試驗材料主要包括電解銅粉(平均粒徑45 μm，密度8.920 g/cm3、純度99.9%)、石墨(平均粒徑小于100 μm，密度2.2 g/cm3，純度99.9%)以及氧化鋁粉末(平均粒徑50 μm，密度3.97 g/cm3，純度99.9%)。各材料的相關(guān)性能見表1。

表1 試驗材料的相關(guān)性能Table 1 Relevant properties of test materials

采用粉末冶金法(PM)制備工藝，將各組成成分研磨至細小粉末，按一定的比例(其中Al2O3質(zhì)量分數(shù)為30%)放置于V型混合機中充分混合20～24 h，然后在全自動油壓壓縮成型機上進行壓縮成型，得到的壓胚為直徑40 mm、厚度7 mm的圓柱體。將初步成型的摩擦材料放置于加壓鐘罩燒結(jié)爐中進行熱壓燒結(jié)，在360 min內(nèi)升溫至980 ℃，然后在恒溫980 ℃、壓力350～400 MPa下，保壓180 min。壓制完成后在180 ℃下進行1 h的固化處理，隨后自然冷卻至室溫，得到Al2O3-Cu復(fù)合材料。為比較Al2O3的增強效果，文中還按照上述步驟制備了不添加Al2O3的銅基摩擦材料。

1.2 結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能測試

使用線切割方式將制備的Al2O3-Cu復(fù)合材料裁成尺寸為10 mm×10 mm×5 mm的試樣，利用400～2 000目的碳化硅砂紙對其表面進行逐級研磨及拋光處理后，放置于超聲波儀器在無水乙醇中清洗，吹干后備用。利用附帶能譜儀(EDS)的掃描電子顯微鏡(JEOL JSM-IT200A，SEM)對試樣的微觀結(jié)構(gòu)進行表征。使用布氏硬度測試(HB-3000B)對試樣的硬度進行測試，在材料表面取10個點，采用直徑為5 mm的硬質(zhì)合金球在500 N試驗力下進行壓入，保持30 s后卸除試驗力，用讀數(shù)顯微鏡測出壓痕平均直徑，最后對照布氏硬度表得到最后的硬度值。為保證測試的準確性，最后的實驗數(shù)據(jù)取5次數(shù)值的平均值。采用混合物規(guī)則計算出Al2O3-Cu復(fù)合材料的理論密度，再通過阿基米德原理得到Cu基材料與Al2O3-Cu復(fù)合材料的實際密度。實際密度計算公式如下：

ρ1=m0/(m0-m1)

(1)

式中：ρ1為實際密度；m0為樣品在空氣中的質(zhì)量；m1為樣品在蒸餾水中質(zhì)量。

試樣的質(zhì)量采用精度為0.1 mg的電子天平稱量。

材料的相對密度由公式(2)計算得到：

ρ=1-(ρ1/ρ2)

(2)

式中：ρ為材料的相對密度；ρ1為實際密度；ρ2為理論密度。

1.3 摩擦性能測試

將制備的Al2O3-Cu復(fù)合材料加工成尺寸φ20 mm×7 mm的試樣進行摩擦磨損試驗。為減少雜質(zhì)的干擾，在摩擦磨損測試之前，試樣先用200～1 500目的碳化硅砂紙逐級研磨，然后用2.5 μm的金剛石拋光劑拋光，并使用超聲清洗機在乙醇溶液中漂洗10 min，晾干后備用。

摩擦磨損試驗按GB 5763—1998標準進行。試驗使用的是X-MSM恒速球盤摩擦磨損試驗機(示意圖如圖1所示)，對摩件為直徑4 mm的440C不銹鋼球(硬度為61HRC)。如圖1所示，對摩鋼球夾持在支架臺上，試樣用螺絲固定在工作平臺上，試樣往復(fù)運動完成摩擦過程。對于摩擦材料來說，干摩擦的環(huán)境對其性能影響最大，因此，文中的試驗環(huán)境僅限制于干燥條件[16]。試驗參數(shù)為：恒定法向加載力分別為5、10、15、20、25、30 N，轉(zhuǎn)速600 r/min，試驗溫度為室溫(20 ℃)，測試時間為5 min，信號檢測頻率為10 Hz。實時摩擦因數(shù)通過摩擦試驗機軟件直接獲得。試驗結(jié)束后，用去離子水清洗試樣表面，采用光學(xué)顯微鏡(OM)對摩擦過后的材料表面形貌進行觀察；采用掃描電子顯微鏡(SEM)、能量色散光譜儀(EDS)等對試樣磨損形貌進行分析。根據(jù)公式(3)計算試樣的磨損體積V[17]。

圖1 摩擦磨損試驗機示意Fig.1 Schematic of friction and wear testing machine

(3)

式中：V為理論上的體積磨損，cm3；S為磨損軌跡的距離，mm；p為施加的載荷，N；H為試樣的HB硬度；k為磨損系數(shù)。

為了提高試驗結(jié)果的可靠性，磨損試驗測試均進行3次重復(fù)試驗，結(jié)果取平均值。

2 結(jié)果與討論

2.1 氧化鋁對材料力學(xué)性能的影響

Cu基摩擦材料和Al2O3-Cu復(fù)合材料經(jīng)過碳化硅砂紙拋光后的SEM微觀形貌如圖2所示?？芍珹l2O3-Cu復(fù)合材料的表面相對于Cu基摩擦材料更加粗糙，且存在一定的坑缺陷，這說明摻雜氧化鋁顆粒對于材料的致密度有一定的消極作用。

圖2 材料的掃面電鏡圖像Fig.2 SEM images of the materials：(a)Cu-based material：(b)Al2O3-Cu composite

此外，在Al2O3-Cu復(fù)合材料的SEM圖像中，還發(fā)現(xiàn)微觀結(jié)構(gòu)中存在明暗兩相之間良好的機械結(jié)合(見圖2(b))。為進一步確認其物相，通過能譜儀(EDS)對其進行了分析，可知其成分分別為Al2O3與Cu(見圖2(b)EDS數(shù)據(jù))?？梢?，氧化鋁顆粒均勻地分布在銅基體中，并沒有發(fā)生團聚現(xiàn)象，這保證了氧化鋁顆粒作為增強相在銅基體中能夠充分發(fā)揮作用。

圖3給出了2種試樣的硬度及相對密度柱狀圖。可知，Cu基摩擦材料比Al2O3-Cu復(fù)合材料具有更高的相對密度，表明Cu基摩擦材料相對于Al2O3-Cu復(fù)合材料具有更高的塑性和體積變形能力。相對密度的差異，分析認為可以歸結(jié)為以下幾點。(1)對于Cu基摩擦材料，所有粉末之間只存在壓縮性較好的Cu/Cu觸點，燒結(jié)過程表現(xiàn)為單相燒結(jié)，即燒結(jié)過程的致密是通過體積和晶界擴散機制獲得的[18]。因此，可以形成孔隙率較低且均勻的微觀組織(如圖2(a)所示)。而在Al2O3-Cu復(fù)合材料中，混合粉末中存在Cu/Cu、Cu/Al2O3和Al2O3/Al2O3三種類型的顆粒觸點，由于Cu與Al2O3之間缺乏溶解度，Al2O3顆粒的摻雜會降低銅基體的流動性從而阻礙復(fù)合材料的致密化進程[19-20]。因此在燒結(jié)過程中，只有Cu/Cu和較少的Cu/Al2O3觸點可以被壓縮。在這種情況下，氧化鋁顆粒的重排致密化和在Al2O3/Al2O3接觸間的固態(tài)燒結(jié)是不可能的。因此，復(fù)合材料表現(xiàn)出較低的壓縮性。(2)由于Al2O3的密度(3.98 g/cm3)遠遠低于銅的密度(8.97 g/cm3)，因此隨著氧化鋁的摻雜，銅對于復(fù)合材料密度的主導(dǎo)性下降，這也是導(dǎo)致?lián)诫sAl2O3后材料密度降低的另一個原因。

圖3 2種摩擦材料的布氏硬度與相對密度Fig.3 Brinell hardness and relative density of two friction materials

如圖3所示，與Cu基摩擦材料相比，Al2O3-Cu復(fù)合材料的硬度有明顯提高，平均硬度從48.2HB提高到68.5HB，提升了近60%。其中，具有優(yōu)異硬度及高溫穩(wěn)定性的Al2O3顆粒起著重要作用，在高溫高壓環(huán)境中，彌散分布在銅基體中Al2O3局部承受了一定的載荷，從而抑制了試樣表面的塑性變形。同時，根據(jù)位錯理論可知，隨著燒結(jié)載荷的增大，硬質(zhì)顆粒對基體局部變形的約束更高而產(chǎn)生位錯運動阻力，造成對位錯的“釘扎”作用[21]，從而提高了材料的硬度[22]。此外，熱膨脹系數(shù)也是造成此現(xiàn)象的原因之一，在燒結(jié)的過程中，溫度的不斷增大導(dǎo)致熱膨脹系數(shù)不同的材料所產(chǎn)生的體積變化也不盡相同。通過對比銅的熱膨脹系數(shù)(1.75×10-5℃-1)與氧化鋁的熱膨脹系數(shù)(7.92×10-6℃-1)，可以發(fā)現(xiàn)，在高溫下氧化鋁的熱膨脹系數(shù)遠遠小于銅，因此所形成的體積變化會使得氧化鋁顆粒周圍形成內(nèi)應(yīng)力場，內(nèi)應(yīng)力的增大會促進氧化鋁顆粒周邊晶格發(fā)生畸變，導(dǎo)致位錯增加，間接增大材料的硬度。

2.2 氧化鋁對材料摩擦行為影響

圖4(a)所示為5 N載荷下2種材料的摩擦因數(shù)隨時間變化曲線?？梢园l(fā)現(xiàn)，經(jīng)過較短的磨合時間后，2種材料的摩擦因數(shù)(μ)均趨于穩(wěn)定。這種行為曾與JOSEPH等[23]的研究結(jié)果一致。Cu基材料的平均摩擦因數(shù)相對較小，僅為0.245。而Al2O3-Cu復(fù)合材料的摩擦因數(shù)由于Al2O3的存在而明顯增大，平均摩擦因數(shù)為0.36，最大值可達到0.518。通過BOWDEN與TABOR提出的黏著理論分析認為，銅晶體屬于面心立方，相對于氧化鋁晶體有較多的滑移面且較軟，在受力摩擦過程中，銅由于承受的載荷超過自身的屈服強度很容易發(fā)生塑性變形，因此銅基體不斷地被磨損變形，以致于更容易形成光滑的表面；而硬度較大的氧化鋁顆粒加入后，由于銅基體不斷被切削，硬質(zhì)顆粒的存在使得摩擦表面突起不斷增加，大量的微凸體暴露在表面致使表面的粗糙度增大。根據(jù)摩擦磨損機制可知，材料的摩擦因數(shù)由其摩擦表面的粗糙程度決定，且隨著表面粗糙度的增大而在宏觀上表現(xiàn)出摩擦因數(shù)的增大[24]。另一方面，由于陶瓷與金屬的潤濕性較差，會導(dǎo)致陶瓷與金屬之間的結(jié)合能力較弱，氧化鋁顆粒在受力的過程中可能產(chǎn)生脫落，起到增大摩擦表面粗糙度的作用，也會出現(xiàn)摩擦因數(shù)發(fā)生增大的現(xiàn)象。因此摻雜氧化鋁硬質(zhì)顆粒在磨損過程中凸起與脫落造成的微凸體，是導(dǎo)致材料摩擦因數(shù)增大的主要原因。

圖4 5 N載荷下2種材料摩擦因數(shù)隨時間變化曲線(a)及硬度與磨損率的柱狀圖(b)Fig.4 The variation curves of friction coefficient with time(a)and the histogram of hardness and wear rate(b)of two friction materials under 5 N load

圖4(b)顯示了2種材料的磨損率和硬度?？芍?，磨損量隨Al2O3的摻雜而減小，這個結(jié)果說明添加氧化鋁可以使材料獲得更優(yōu)異的耐磨性。根據(jù)Orwan原理，在銅基體中摻雜第二增強相氧化鋁顆粒后，由于氧化鋁彌散分布在銅基體內(nèi)，復(fù)合材料的硬度和強度都會有所提高；且在摩擦過程中氧化鋁顆粒能顯著增加銅粉的移動阻力，造成位錯“釘扎”效應(yīng)增強，導(dǎo)致硬度提高，進而降低了磨損率。同時，在實驗過程中，Al2O3顆粒的支撐作用，也是材料耐磨性提高的原因之一。值得注意的是，摩擦測試后的試樣表面硬度(Cu基材料為52.7HB；Al2O3-Cu復(fù)合材料為69.8HB)均略高于測試前的硬度(Cu基材料為48.2HB；Al2O3-Cu復(fù)合材料為68.5HB)，其原因是摩擦后氧化鋁在形變過程中阻礙了位錯運動，從而提高了表面硬度[21，25]。根據(jù)Archard方程，較高的表面硬度也可以抵抗表面層的塑性變形，并降低磨損率[26-27]。

圖5顯示了2種材料在5 N載荷下磨損過后的表面形貌。如圖5(a)所示，Cu基材料磨損表面存在大量凹凸不一的裂痕與分層現(xiàn)象，這是因為較軟的銅基材料極易在法向載荷及摩擦熱的高溫耦合作用下發(fā)生塑性變形及高溫軟化，導(dǎo)致大量的材料脫落、遷移，形成了黏著磨損的磨損機制；此外，還可以清晰地觀察到在Cu基材料表面出現(xiàn)了黑色的氧化物質(zhì)，通過圖6的元素分析可以證實Cu基材料發(fā)生了氧化磨損。如圖5(b)所示，在Al2O3-Cu復(fù)合材料表面的磨損痕跡中出現(xiàn)了密集的犁溝以及剝落的微小顆粒狀磨粒，剝落的硬質(zhì)顆粒物使得材料接觸表面產(chǎn)生了清晰的犁溝，其形成的主要原因是機械嚙合造成的。這更加證實了材料表面由于氧化鋁與銅之間的濕潤性問題，導(dǎo)致氧化鋁在載荷作用下產(chǎn)生脫落引發(fā)摩擦表面粗糙度的增大，導(dǎo)致在摩擦過程中微觀表面受力不均勻而產(chǎn)生宏觀接觸面變形，從而造成了磨粒磨損。

圖5 5 N載荷下2種材料磨損后表面圖像Fig.5 Surface images of two materials after wear under 5 N load： (a)Cu-based material；(b)Al2O3-Cu composite

圖6 2種材料在摩擦測試后的掃描電鏡以及EDS圖像：(a)Cu基材料SEM圖及其EDS圖；(b)Al2O3-Cu復(fù)合材料及其EDS圖Fig.6 SEM and EDS images of two materials after friction test：(a)SEM and EDS images of Cu-based material：(b)SEM and EDS images of Al2O3-Cu composite

為了進一步研究2種材料的磨損機制，通過能譜分析得到磨損表面的元素映射圖譜，如圖6所示?？梢园l(fā)現(xiàn)，2種材料的EDS圖像具有明顯的相同之處，摩擦測試后，O元素在磨痕中的比例明顯增加，表明Cu被氧化。據(jù)報道[28]，銅基摩阻材料在摩擦接觸面上的溫度常常足以達到銅的氧化溫度。綜上所述，Cu基材料和Al2O3-Cu復(fù)合材料的主要磨損機制分別為黏著磨損和磨粒磨損。同時，2種材料還存在一定的氧化磨損。

2.3 載荷對材料摩擦磨損性能的影響

為了進一步探究載荷對2種摩阻材料磨損性能的影響，分別在5、10、15、20、25、30 N的載荷下進行了摩擦學(xué)性能測試。圖7顯示了隨著載荷的增加各試樣平均摩擦因數(shù)和磨損量的變化關(guān)系。從圖7(a)中可以觀察到2種材料的摩擦因數(shù)擁有相同的變化規(guī)律，即隨著制動載荷的不斷增大，摩擦因數(shù)呈先增大后逐漸減小的趨勢。這是因為，當載荷較低時，由于所施加的載荷還不足以將產(chǎn)生的磨粒在接觸表面壓實形成光滑的表面，而脫落的磨粒反而增加了接觸表面的粗糙度，最終導(dǎo)致摩擦因數(shù)出現(xiàn)增大的趨勢；隨后磨屑在增大的擠壓強度下產(chǎn)生塑性形變，最終在摩擦表面形成一個穩(wěn)定且連續(xù)的光滑接觸面，導(dǎo)致摩擦因數(shù)變小。這一結(jié)果與DESCARTES和BERTHIER[28]的觀點相一致。此外，在摩擦過程中載荷的不斷增大，對摩件與摩阻材料表面會因摩擦而產(chǎn)生熱量，摩擦界面的溫升，使得磨屑擁有更高的韌性，在高溫下銅變得更具延展性和黏附性[29]，在制動壓力的作用下會被壓實形成一層潤滑膜，使得摩擦材料表面的摩擦性能發(fā)生改變，表現(xiàn)為對摩擦表面產(chǎn)生更好的覆蓋保護，使摩擦由常溫下的干摩擦狀態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)榘霛櫥哪Σ翣顟B(tài)，最終造成溫升條件下材料的摩擦因數(shù)出現(xiàn)下降的現(xiàn)象。OSTERMEYER[30]也曾報道過摩擦因數(shù)會隨著摩擦界面的溫度升高而降低。值得注意的是，Al2O3-Cu復(fù)合材料在30 N載荷下的摩擦因數(shù)略微大于20 N載荷下，分析認為已嵌入摩擦表面的氧化鋁顆粒很容易由于過大的法向載荷及切向力再次將其擠壓至接觸表面，并且在較大的載荷下硬質(zhì)顆粒不易從磨損表面排出，此時會在一定程度上造成接觸表面之間的粗糙度上升，從而導(dǎo)致摩擦表面的摩擦因數(shù)有略微的增加，而Cu基材料由于沒有硬質(zhì)相的參與并不會出現(xiàn)這一現(xiàn)象。但總體而言，Cu基材料的摩擦因數(shù)波動明顯大于Al2O3-Cu復(fù)合材料，波動幅度可達0.1。這是由于在載荷及摩擦熱的耦合作用下，Cu基材料表面變化情況相對于Al2O3-Cu復(fù)合材料更加劇烈導(dǎo)致的。

圖7 2種材料的平均摩擦因數(shù)(a)和磨損率變化(b)隨載荷的變化Fig.7 Variation of average friction coefficient(a)and wear rate (b)of two materials with loads

在不同制動載荷下2種材料的磨損率變化如圖7(b)所示，2種摩擦材料的磨損量均隨載荷的提高而逐漸增大[9]。當載荷達到25 N，Cu基材料的磨損率增幅最快，而Al2O3-Cu復(fù)合材料的磨損率并沒有隨著載荷的持續(xù)增大而劇烈波動，且Al2O3-Cu材料的磨損量始終小于Cu基材料。這是由于Al2O3作為第二增強相彌散分布在銅基體中，使得材料整體硬度大于銅基材料[31]；另外堅硬的氧化鋁硬質(zhì)顆粒在摩擦表面凸起，使得軟基體相免受對摩件的嚴重磨損，耐磨性明顯提高。

圖8所示為Al2O3-Cu復(fù)合材料在10、15、20 N 3種載荷下的磨損表面微觀形貌。摩擦材料的摩擦性能主要取決于表面的性質(zhì)及物相分布[32]。如圖8(a)可知，在10 N載荷下，材料表面磨痕較為平整，只觀察到少量劃痕，這是硬度較高的Al2O3在摩擦過程中的犁削作用導(dǎo)致的[33]，這表明該條件下復(fù)合材料發(fā)生了磨粒磨損。隨著載荷的增大，在周期性法向載荷與橫向剪切力的共同作用下，在材料表面可以發(fā)現(xiàn)萌發(fā)的疲勞裂紋及坑缺陷，如圖8(b)所示，這是疲勞磨損的重要特征。而在20 N的法向載荷下，復(fù)合材料表層形貌也并不完整，表面有大量材料發(fā)生片狀脫落，同時伴隨著較大裂縫的產(chǎn)生，如圖8(c)所示。這是因為復(fù)合材料內(nèi)部較多的孔隙造成Al2O3與Cu界面結(jié)合力弱，同時載荷的加大使硬質(zhì)顆粒承受了更大的載荷，導(dǎo)致部分Al2O3顆粒的脫落，并在剪切應(yīng)力的作用下致使裂紋與表面之間的材料被剪切，從而出現(xiàn)較大面積的剝離現(xiàn)象，形成了一定的分層磨損。

圖8 不同制動壓力下Al2O3-Cu復(fù)合材料表面形貌Fig.8 Surface morphology of Al2O3-Cu composites under different braking pressures：(a)10 N；(b)15 N；(c)20 N

3 結(jié)論

為改善銅基材料的摩擦特性，通過粉末冶金法制備摻雜氧化鋁顆粒的增強銅基復(fù)合材料，并研究材料的微觀結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能和摩擦磨損性能，得到了如下的結(jié)論：

(1)顯微組織表征結(jié)果表明，Al2O3顆粒分布均勻在銅基體中并形成良好的機械結(jié)合，這保證了氧化鋁顆粒作為增強相能夠充分發(fā)揮作用。同時，由于氧化鋁硬質(zhì)顆粒的存在所形成位錯釘扎效應(yīng)，使得復(fù)合材料的硬度大幅提升。但摻雜氧化鋁顆粒對于復(fù)合材料的密度有一定的消極作用。

(2)摩擦磨損測試發(fā)現(xiàn)，在相同載荷下，氧化鋁顆粒的存在使材料的磨損率明顯降低且摩擦因數(shù)始終高于Cu基材料。這主要歸因于摻雜的氧化鋁增加了接觸表面的粗糙程度及表面硬度，減少了材料表面的磨損。通過SEM及EDS分析得出，Cu基材料的主要磨損機制為氧化磨損與黏著磨損，而Al2O3-Cu復(fù)合材料的磨損機制為氧化磨損和磨粒磨損的混合磨損。

(3)相對于Cu基材料，在高載荷作用下Al2O3-Cu復(fù)合材料的的摩擦因數(shù)較高且穩(wěn)定性較好，磨損率有顯著的降低，表明氧化鋁的摻雜對提高復(fù)合材料的耐磨性起到一定的作用。同時，隨著載荷的增大，Al2O3-Cu復(fù)合材料的磨損機制從磨粒磨損逐步演變?yōu)槠谀p、分層磨損。