条件摩擦磨损（共7篇）
条件摩擦磨损 篇1
0 引言
摩擦[1]磨损[2]是较为常见的自然现象,上至航空航天,下至生产与生活,摩擦现象都会出现,而磨损、腐蚀[3]和断裂是常见机械零部件失效的三大原因。据统计,每年仅我国因为生产中的磨损造成的损失就高达上千亿元[4]。润滑[5]技术是减摩降磨的有效技术,故机械零件使用过程中常添加润滑油,而润滑油性能的好坏很大程度上受润滑油添加剂[6]的影响。因纳米[7]材料自身具有良好的扩散性、比表面积较大、熔点低等性能,现代的摩擦学研究中,常将纳米材料[8]作为添加剂作为新型的润滑材料应用在试验中,我国的部分学者也提出了一些有关纳米材料表面成膜及自修复的设想,纳米材料性能的研究对于摩擦学的发展有至关重要的作用。文中采用纳米氮化钛、纳米二氧化硅、纳米氧化铝进行试验,并对试验结果进行了分析。
1 试验
1.1 试验材料
试验中选用的基础油系为中石油兰州润滑油厂生产的中负荷工业闭式齿轮油L-CKC220[9]。
采用的分散剂[10]分子量为200的聚乙二醇(PEG),分子式为HO(CH2CH2O)n H。是一种无色无臭粘稠液体。
本文的磨损试验中,选用GCr15滚珠轴承钢作为球体试验材料,平面材料选用#45钢。试验中使用的GCr15滚珠球体的具体参数为:直径φ=40 mm,表面粗糙度Ra=0.02μm;#45钢块尺寸10 mm×10 mm×35 mm,利用P1500砂纸打磨后,进行机械抛光至表面粗糙度Ra=0.03~0.04μm。
1.2 试验仪器
试验均在PLINT Deltalab-NENE-7卧式电液伺服微动磨损试验机[11]进行,用来对磨斑进行观测的主要仪器有光学显微镜和带能谱分析仪的分析扫描电镜(EDX),使用的扫描电镜(SEM)为JSM-5600LV型,对磨斑磨损量的测量主要使用JB-5C粗糙度轮廓仪来完成。
1.3 试验参数
试验参数为:振幅0.1 mm;频率2 Hz;循环次数10 000次;法向载荷100 N。
2 试验结果与分析
2.1 摩擦系数分析
图1是频率为2 Hz,法向载荷为100 N,浓度为5%的纳米氮化钛添加剂润滑条件下与基础油润滑条件下的摩擦系数曲线对比图。从图中可以看出,跑合期、上升期、稳定期[12]相对基础油润滑的摩擦系数都在减小,尤其以上升期比较明显。摩擦系数从试验开始阶段就迅速增加,跑合期有所缩短,上升期也较快完成,摩擦系数的顶峰值约维持在0.4左右,与基础油的顶峰值0.55相比,下降了约1/4,最后摩擦系数稳定在0.15左右,与基础油润滑下的0.22相比,也下降了约1/3,幅度较大,由图1中数据可知,纳米氮化钛是很好的减摩降磨材料。
图2是频率为2 Hz,法向载荷为100 N,浓度为5%的纳米氧化铝添加剂润滑条件下与基础油润滑下的摩擦系数曲线对比图。可以明显看出,整个摩擦系数曲线相比在基础油润滑条件下曲线都小一圈,说明其摩擦系数都较小。无论是跑合期、上升期还是稳定期整个磨损情况都有所缓解。上升期摩擦系数的顶峰值为0.4,相对基础油的0.55下降明显,在循环至200次时,摩擦系数就趋于稳定,随后以较为缓慢地下降,速度稳定至0.17,较基础油的0.22也下降了约为1/4。纳米氮化铝也起到了良好的减摩降磨效果。
图3是频率为2 Hz,法向载荷为100 N,浓度为5%的纳米二氧化硅添加剂润滑条件下与基础油润滑下的摩擦系数对比图。摩擦系数在跑合期与稳定期与基础油润滑条件下相比,区别不大,甚至顶峰值0.57还超过基础油的0.55,此时纳米二氧化硅的减摩降磨效果还是不确定。但是在达到顶峰值后,其摩擦系数曲线迅速下降至稳定值,且稳定值低于基础油润滑下的摩擦系数,并且最终稳定在0.165左右,较基础油的稳定值0.22也下降了约1/4,稳定期内纳米二氧化硅还是很好的减摩降磨材料。
2.2 磨斑形貌分析
由图4磨斑形貌看出,磨斑由粘着区和滑移区[13]2部分组成,内部颜色较深的部分即为粘着区。滑移区的磨损情况相对较轻,出现了一些沟槽。粘着区的磨损情况相对较为严重,由图5磨痕中心放大图看出,不仅出现了大量的磨损。还出现了磨坑及块状剥落[14],伴随着裂纹,磨斑表面严重破坏。
图6为基础油磨斑轮廓,基础作用条件下的磨斑宽度很大,由-400μm延伸至400μm左右,约为800μm,磨损严重的粘着区宽度也有600μm,磨损的轮廓宽且深,最深处达到19μm,且可看出由2个较大的沟槽组成,磨损的总面积很大,材料损失严重。
由图7明显看出,粘着区相对基础油润滑条件下比较集中,粘着区域中部偏右部分出现新的银白色物质,在试验过程中,磨损同时还发生了新的化学反应。滑移区域相对来说更为平滑,只出现了一些比较轻微的划痕。图8为纳米氮化钛与基础油在同样工况下的磨斑轮廓图,与磨斑光镜图及摩擦系数曲线一致,氮化钛的磨斑整体较小较浅,粘着区域的磨斑为-200μm到100μm之间,最大宽度仅为300μm,最大深度也只有-13μm,由图上看来,整个磨损面积仅为原来的1/3,磨损情况显著减弱。
图9为纳米氧化铝添加下的磨斑轮廓图,相比一般的磨斑轮廓图,因为纳米氮化铝材料的自身特性[15],黏度较大,导致其磨斑边缘不够光滑,没有呈现明显的椭圆形,但还是由粘着区与滑移区2部分组成,只是分界线不够明显,滑移区出现了沟槽,同时异于其他材料还出现了明显的塑性变形[16],这与其材料特性有密切的联系,粘着区也有明显的磨坑。由图10磨斑轮廓对比图可以看出,磨斑宽度与深度也有大幅减小,磨斑最深处仅为-14μm,与基础油的最深处磨斑-19μm相比,降幅明显。
磨斑中心粘着区宽度由-100μm延伸至200μm,宽度仅为300μm,与基础油的900μm相比,降幅很大。因为纳米氧化铝本身黏性较大,磨斑边缘不够光滑,可以看出其轮廓图边缘有一些凹凸不平的部分,不够平整。但整个磨损面积也有效减小,仅为基础油润滑条件下的1/3。
图11为纳米二氧化硅添加下的磨斑轮廓图,其磨斑呈现为椭圆形,由粘着区与滑移区组成,两个区域分界明显。粘着区磨损较为严重,可以看出有3个较深的磨坑,边缘的滑移区磨损较为轻微。由图12的磨斑轮廓对比图可以看出,与磨斑形貌图一致,边缘磨损轻微,粘着区磨损严重,粘着区宽度由-300μm延伸至300μm,有600μm宽,相对其他添加剂而言较宽,但相对基础油还是有一定程度的降低,磨斑最深处约为-18μm,与基础油润滑条件下深度差别不大,整个磨斑面积相对基础润滑油条件下有小幅下降。
2.3 自修复性能分析
图13为基础油作用下的磨斑EDX能谱图,在清洗干净试件测试后看出试件本身含有Si元素、O元素、S元素及大量的Fe元素,此图用于与其他纳米添加剂下磨斑EDX能谱图进行对比,观察纳米添加剂的自修复效果。
图14为纳米氮化钛作为添加剂润滑下的EDX能谱图,与基础油下EDX能谱图比较,非常明显地出现了区别,有一个小小的Ti元素波峰。这可以说明在磨斑处检测到了较大量的Ti元素。由于原来试件几乎不含有Ti元素,间接说明了在试验的过程中,纳米氮化钛发生了自修复反应,并且反应后产物附着在磨斑表面,有较好的自修复效果。
图15为纳米氧化铝添加下的EDX能谱图,磨斑能谱图中出现了Al元素的波峰,检测到了Al元素,原材料不含有Al元素,故应发生了自修复反应,纳米氧化铝也具有自修复效果。
图16为纳米二氧化硅作为添加剂作用下的EDX能谱图,与基础油润滑条件下得EDX能谱图相比,有一定的区别,Si元素的含量有变化,但只是一个小小的波峰,并且由于原材料中本身有一定的Si元素,故Si元素归属并不明确。纳米二氧化硅是否具有自修复效果还有待试验证明。
3 结语
1)仅基础油润滑条件下,摩擦系数高,磨斑大,磨损剧烈。纳米添加剂的加入可以显著减小摩擦系数,降低磨损。
2)通过一系列的摩擦磨损试验,以基础油为对比组,得出纳米氮化钛、纳米氧化铝、纳米二氧化硅在基础油中做添加剂的摩擦磨损特性,相同外界条件下综合考虑摩擦系数曲线、磨斑形貌及轮廓图可知,减摩降磨效果最好的为纳米氮化钛、纳米氧化铝次之、纳米二氧化硅最差,由EDX能谱图知自修复效果由好及坏依次是纳米氮化钛,纳米氧化铝,纳米二氧化硅。
高铬钢摩擦磨损性能研究 篇2
1 实验方法
试验在实验室条件下进行。废钢炉料在10kg中频感应电炉中熔炼,熔炼时先加入铬铁,钢水熔清后加入硅铁和锰铁。熔炼过程中考虑合金元素的烧损率,所以先加入铬铁,以保证合金元素的收得率,其中C元素的收得率为85%,Si和Mn的收得率为90%;随后加入硅铁和锰铁中的碳、硅、锰元素的收得率均为95%;其余合金元素的收得率均按照98%计算。为了降低合金元素的烧损率,同时保证其具有良好的浇注性能,熔炼过程中控制温度是十分重要的,高铬钢虽有较好的流动性,但过低的浇注温度也会造成充填型腔以及排除气体、夹杂的困难而造成缺陷,所以浇注温度不应低于液相线以下55℃,一般高铬钢的液相线温度在1230~1270℃范围。过高的浇注温度则将造成晶粒粗大和使微观疏松严重,因此浇注温度应尽可能低一些,通常浇注温度不应超过1500℃,本试验取浇注温度为1480℃,静置后浇铸试样。冲击功使用JB30A型冲击试验机检测,试样为20mm×20mm×110mm无缺口标准试样,跨距70mm。冲断试样使用洛氏硬度计测量其断面硬度后,用Leica金相显微镜观察其组织,并使用XRD方法分析其凝固组织相构成,XRD时实验参数为:Cu-Kα辐射、管流200mA、管压40kV、扫描速度为1°/min,10°~100°耦合连续扫描,步进0.02°。高温摩擦磨损试验在MMU-5G型屏显式材料端面高温摩擦磨损试验机上采用销-盘磨损形式进行。材料成分分析结果为如表1所示。
2 实验结果及分析
2.1 铸造Fe-1.4C-15Cr合金凝固组织
铬含量为15%、碳含量为1.4%的砂型铸造条件下的Fe-1.4C-15Cr合金的凝固组织如图1所示。
图1是铸造Fe-1.4C-15Cr合金凝固组织。由图可看出,铸态时高铬钢的显微组织由奥氏体基体和网状原始合金碳化物组成。
如图2是Cr含量在15%时三元等温截面相图。
由图2可以看出,Fe-C-Cr三元合金凝固过程中,随合金中铬碳元素含量的不同,可以析出α、γ、K1、K2、KC五种不同的物相。在这些物相中,α和γ是固溶体相,其余三个相为结构不同的碳化物相,它们分别为:K1-(Fe,Cr)23C6,K2-(Fe,Cr)7C3,KC-(Fe,Cr)3C。
从图中可以看出,在铬含量为15%,碳含量为1.4%左右时(虚线所示),随着温度的下降,首先从液相中析出的γ相,出现L+γ二相区;然后发生的是共晶转变L→γ+K2,在L+γ这个区域内,共晶转变逐渐完成,最后形成γ+K2两相区:γ+K2+K1,此时形成γ+K1+K2三相区;在795℃左右,形成一个四相区,即发生包共析转变:γ+K1→α+K2;随后在三相区α+γ+K;内发生γ+K2→α+K2转变;继续冷却下去,发生完全转变在室温下形成α+K2两相组织[4]。
从图中可以明显看出,高铬钢导板的铸态组织是由基体和原始碳化物组成,并且其中的原始碳化物网状结构围绕在奥氏体周围。对Fe-C-Cr三元相图中Cr含量为15%的垂直截面图分析我们可以知道,微观组织中白色基体为奥氏体组织,奥氏体周围网状结构为M7C3型共晶碳化物。图3是高铬钢在Cr含量为15%时的物相分析结果,由图可知,在铸造条件下,基材高铬钢组织由初生奥氏体枝晶和(Fe,Cr)7C3、(Fe,Cr)23C6合金碳化物组成。
2.2 Fe-1.4C-15Cr合金摩擦磨损性能
本实验在MMU-5G型屏显式材料端面高温摩擦磨损试验机上采用销-盘磨损形式进行,如图4所示。试验时下试样盘上的孔对准放于试样盘上的销中,上试样固定在销孔中跟随主轴一起转动。试验的转速分别为50r/min,100r/min,150r/min,200r/min,250r/min;载荷为150N;试验时间为7200s。摩擦系数由数据采集卡自动采集并存储到计算机中,采用精度为10-4g的电子天平称量磨损前后质量损失,并以此计算磨损速度,磨损前后的质量为测量3次的平均值。
上试样采用自制的高铬钢,下试样即对磨材料采用Cr12MoV(HRC>56)。用摩擦系数作为摩擦磨损性能指标,摩擦系数值由试验机直接读取。上试样采用单位时间单位面积的单位体积磨损量作为磨损性能指标,磨损率计算公式如下:
单位时间单位面积的单位体积磨损量的计算可按式(1)计算:
式中:△V——试样的磨损量;
M1——试样磨损前的重量;
M2——试样磨损之后的重量;
T——磨损时间;
S——磨损面面积;
ρ——试样高铬钢的密度,7.8g/cm3。
本组试验是在定转速r=100r/min,载荷分别为50N、100N、150N、200N、250N的情况下研究讨论载荷对滑动摩擦系数的影响。图5不同载荷对Fe-1.4C-15Cr合金铸态和退火态材料摩擦系数的影响曲线。由图我们可以看出,随着载荷的逐渐增大,滑动摩擦系数均不断下降,在载荷较小时其下降幅度较明显,随着载荷的增大,下降幅度变化趋于平缓。这是因为摩擦系数与材料性质、表面形貌、载荷、接触方式、相对滑动速率、温度等因素间的相互作用有关。在较大载荷作用下,两摩擦副接触面间各微凸体所受压应力加大,切削作用加大,同时接触面两边脆性微凸体脆性断裂几率增大,使得材料脱落加剧,较短的时间内导致接触面积微凸体的数量迅速减少,接触面趋于光滑,摩擦力减小。因此,滑动摩擦系数降低[5,6,7]。
本组试验是在定转速r=100r/min,载荷分别为50N、100N、150N、200N、250N的情况下,研究讨论载荷对磨损率的影响,图6是不同载荷对Fe-1.4C-15Cr磨损率的影响,该试验同样取铸态及退火态材料。磨损前后质量的减少为测量3次的平均值。实验结果可看出,材料的磨损率随载荷的增加先增加再减小,并且在相同载荷和相同转速的条件下,经炉冷处理后的材料较该材料铸态时的磨损率要小些。分析认为,初始滑动时,接触面只是微凸体的接触,当接触面相对滑动时,摩擦表面逐渐磨平,实际接触面积增大,相应的磨损量开始增加;经过跑合达到稳定磨损阶段后摩擦表面开始发生加工硬化,原本尖锐的微凸体或磨粒变得圆滑,微凸体间隙变小,再继续磨损时,表面下的合金碳化物硬质颗粒已经变得不再容易脱离,从而磨损量逐渐减少,磨损率也随之降低。
在切削磨损条件下,一般认为各相硬度是决定材料耐磨性的原因。对于高铬钢来讲,由于基体组织中分布着碳化物,且碳化物的硬度高于基体组织,在磨料切削作用下,基体组织首先被切削掉,硬度高的碳化物暴露出来,在较小载荷条件下,由于有暴露的碳化物的保护,载荷不能使碳化物脱离基体,从而进一步对基体的切削,但随着载荷的增加,磨粒对没有碳化物保护的基体的切削加深,表现为随着载荷的增加磨损量在不断增加。当载荷增加到一定值时,作用在暴露在外的碳化物上的力也不断增加,因为体积较小的碳化物和基体之间的结合面积较小,结合力也相对较小,使体积较小的碳化物开始脱离基体。载荷继续增大时,体积相对较大的合金碳化物,也逐渐开始承受较大力的作用,开始剥离基体,碳化物的脱落从而使基体不再受到硬质相合金碳化物的保护,这就造成了磨损量的进一步增加,而且随着在碳化物上的力的作用不断增加,使体积较大的脆性合金碳化物出现碎裂而剥落,进一步加剧材料的磨损。在载荷作用下,尺寸较小的碳化物首先被剥离基体,随着载荷的增加,尺寸加大的碳化物也开始剥离基体,并出现碎裂,这就要求高铬钢中的碳化物不仅要分布均匀,且尺寸也要合适。
3 结论
(1)Fe-1.4C-15Cr铸态组织一般为奥氏体和粗大的原始共晶碳化物,或者为奥氏体+原始碳化物。
(2)在定转速r=100r/min,载荷分别为50N、100N、150N、200N、250N的情况下,随着载荷的逐渐增大,滑动摩擦系数均不断下降,在载荷较小时其下降幅度较明显,随着载荷的增大,下降幅度变化趋于平缓;材料的磨损率随载荷的增加先增加再减小,并且在相同载荷和相同转速的条件下,经炉冷处理后的材料较该材料铸态时的磨损率要小。
参考文献
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条件摩擦磨损 篇3
随着人们环保意识的提高,摩擦材料也向环境友好型发展,主要表现为填料、增强纤维等在高温分解后无毒、无害,不对环境构成负担。增强纤维是摩擦材料中的重要组份,通过承受载荷、传递载荷而有效提高摩擦材料的强度及摩擦磨损性能等指标。因此,增强纤维的种类、改性方法以及纤维的长径比等参数尤为重要[1]。目前天然植物以其资源丰富、价格低廉、比强度高等优点已引起学者们的广泛关注[2,3,4]。黄麻纤维属于天然植物纤维中的韧皮纤维,人称最好的天然生物纤维之一,其主要化学成分及物理、机械性能见表1、表2。
本文选用黄麻纤维作为摩擦材料增强相,在对其碱洗处理基础上,改变其长径比,探讨长径比对摩擦磨损性能的影响,并进行磨损机理分析,为天然植物纤维增强摩擦材料提供有效的结构参数。
1 材料与方法
1.1 纤维直径测量及试样制备
试验用黄麻纤维来自浙江安吉正兴联麻纺织有限公司生产,基体材料丁腈橡胶改性酚醛树脂为山东圣泉-海沃斯化工有限公司生产。为了加强黄麻纤维与酚醛树脂基体的相容性,对纤维进行碱处理[9]。利用体视显微镜(上海仪圆化学仪器有限公司,YYT-450)对处理后纤维的直径进行测量,直径区间为300~450mm,平均直径约为400mm。利用剪切机将纤维制成长度为2mm、4mm、6mm、8mm及10mm,备用。
设定基础配方中纤维含量为6wt.%,纤维的长径比分别设定为5:1、10:1、15:1、20:1及25:1。量取各种原料于混料机中进行搅拌,在160℃、50MPa压力条件下于热压机(吉林省旺达机械有限公司,JFY50)热压成型,热处理后制备成55mm×55mm×8mm的试样备用。
1.2 摩擦磨损试验
在定速摩擦性能试验机(吉林省旺达机械有限公司生产,JF150D-Ⅱ型)上分别进行摩擦磨损性能试验测试。试验中采用摩擦因数均值(即在盘温分别为100℃、150℃、200℃、250℃及300℃时摩擦因数的平均值)及比磨损速率总和(即在盘温分别为100℃、150℃、200℃、250℃及300℃时比磨损速率的总和)表征摩擦磨损性能。
利用JSM5310型扫描电子显微镜观察摩擦材料磨损表面并进行磨损机理分析。
2 结果与分析
2.1 黄麻纤维长径比摩擦磨损性能影响分析
可见,黄麻纤维长径比对摩擦因数均值的影响不十分明显,只是当长径比为15:1时,摩擦因数均值略高于其它长径比情形。
比磨损速率总和随着纤维长径比的增大呈先减小后增大趋势,在长径比为15:1时磨损率取得最小值,即2.95×10-7cm3·N-1·m-1。在摩擦材料中纤维起着承受载荷、传递载荷的作用。长径比小的黄麻纤维在基体中分散较好,比表面积越大,与基体的接触面积较大,从而能有效提高摩擦材料的强度。但当长径比过大或者超过一定范围时,混料时不易均匀,导致纤维团聚缠结现象出现,而且在与基体、填料等进行热压过程中,纤维更容易发生变形,从而影响纤维对载荷的有效传递;此外,当纤维与基体发生界面分离时,长径比较大的纤维很难嵌入材料或者空隙中去。上述因素均会在一定程度上导致摩擦材料的比磨损速率总和的增大。
2.2 黄麻纤维增强摩擦材料磨损机理分析
在低温阶段(<200℃),摩擦过程中产生的磨屑以及配方中的磨粒会脱落并出现在摩损表面,但这些磨粒很大程度上会嵌入到黄麻纤维或其细胞腔中,因此,由微观犁切引起的犁沟很少见(见图2)。可见,磨粒磨损不是其主要磨损机制,这也是天然植物纤维与金属纤维增强摩擦材料磨损机理的不同之处。
在摩擦过程中,黄麻纤维、配方中各种填料及基体的硬度不同(尤其当温度升高到树脂的软化点后),从而接触不均匀(见图2-a、b、c),在高温、高压条件下接触点便形成局部粘着点,粘着磨损产生。
摩擦过程中,摩擦盘表面的微凸体作用在摩擦材料表面,在一定深度的表层材料处于微凸体的拉力、压力的交变作用,随着摩擦时间的延长及盘温的升高,磨损表面会形成微裂纹并进一步扩展,最终导致疲劳磨损发生(见图2-d),从而引起比磨损速率急剧增大。
3 结论
3.1 摩擦磨损试验结果表明
黄麻纤维长径比对摩擦因数均值的影响不十分明显,只是当长径比为15:1时,摩擦因数均值略高于其它长径比情形。比磨损速率总和随着纤维长径比的增大呈先减小后增大趋势,在长径比为15:1时比磨损率总和取得最小值,即2.95×10-7cm3·N-1·m-1。
3.2 磨损表面微观分析表明
粘着磨损及疲劳磨损是黄麻纤维增强摩擦材料磨损的主要机制。
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钻杆接头摩擦磨损热裂试验研究 篇4
1 试验说明
1.1 试验材料
本文提供的试验材料有3种(表1),分别编号为G1(国产材料)、A1(日本进口材料)和T1(特殊材料)。
1.2 试验方案
(1)在实物磨损试验机上对3种试样施以不同侧向力,进行不同时间试验。
(2)目视检查试样表面裂纹情况,并用高清数码相机照相记录。
(3)对出现热裂裂纹的试样进行显微硬度分析及金相分析。
为正确对比实验结果,3种不同材料按同一试验条件进行实物磨损试验,试验套管采用242.57mm(9讚讌″)P110套管,泥浆为密度1.05g/cm3清水泥浆,接头旋转速度158r/min,套管往复运动速度6.7m/h。
2 试验结果及分析
2.1 试验后试样表面状况
2.1.1 G1试样
在经过侧向力1 490kg/m,时长20min的磨损试验后,试验表面已失去光泽,呈现出较多点状磨痕,这表明试样和套管磨损过程已经开始发生。侧向力增加到4 470kg/m,20min后,试样上部表面能清晰看到摩擦引起的深色条带。当侧向力增加7 450kg/m,20min后,试样表面出现更深的磨痕,且磨痕区域变大。在7 450kg/m侧向力下保持4h的磨擦,试样表面呈深褐色,较为粗糙,在试样上部边缘,出现了众多细小裂纹,裂纹方向为纵向,长度大约5～8mm,间距约1mm,呈环状均匀分布(图1)。初步判定,这些裂纹即为摩擦热裂纹。
2.1.2 A1试样
经过侧向力1 490kg/m,时长20min的磨损试验后,试样表面已经变暗。侧向力升高到4 470kg/m,20min后,整个表面已没有光泽,变得粗糙,靠近上部边缘的地方,有几道明显条带,表明该处磨损更加严重。升高侧向力至7 450kg/m,20min后,试样表面更加粗糙,之前磨损严重的条带变得更宽,数目也增多,由于泥浆渗入表面因摩擦形成的凹坑中,表面磨损较严重的地方呈现深褐色,试样表面还出现一些较亮沿周向延伸的连续斑纹,这是粘着磨损所致,套管材料在摩擦高温下与试样发生了熔焊,残留在了试样上。保持侧向力7 450kg/m,4h后,整个试样表面磨损严重,存在很多微小凹坑,很多地方表面材质已经剥落,但未见G1试样中所见裂纹(图2)。
2.1.3 T1试样
随着加载侧向力的增大和试验时间的延长,试样的表面持续恶化,变得越来越粗糙,特别是在经历7 450kg/m侧向力,4h试验后,试验表面出现众多小凹坑,发亮斑纹也比A1面积更广,这表明T1试样的粘着磨损更严重。另外,T1试样表面未出现明显的环带状区域,说明它的磨损较为均匀。与A1试样一样,在T1试样表面也未发现和G1相似的热裂纹(图3)。
2.2 钻杆接头磨损量
3种材料试样的磨损量如表2所示。从表2中数据可知,试样磨损量均比较轻微,最大为0.38mm,和实际钻进条件相比,试验时间显得过短。
2.3 磨损系数计算
接头和套管摩擦接触后产生的磨损沟槽呈不规则形状,而非理想的月牙状,其宽度和深度随摩擦时间的延长而发生变化,在沟槽的3个不同部位进行测量,并将试验数据及其他参数输入磨损试验机附带数据分析软件,可计算得出相关磨损数据(如磨损深度、磨损体积、摩擦系数和磨损系数等)。3个试样经计算得出的摩擦系数相同,均为0.34。3个试样对套管的磨损系数分别是:G1为16.27,A1为22.16,T1为22.21(单位均为1.4×10-8MPa)。由计算数据也可以得出3个试样对套管的磨损深度随试验时间的变化曲线(图4)。
从图4可以看到:随着试验时间的增加,套管磨损量不断增大;初始时虽然侧向力和加载时间都不大,但磨损深度增加的都很迅速,时间延长,侧向力加大后,磨损深度增加幅度呈放缓态势,这主要是因为随着磨损过程的深入,套管和试样的接触面积越来越大,摩擦系数降低,磨损量减小,磨损速率也逐渐趋于稳定。3种试样的摩擦性能存在差异,在相同实验条件下,G1试样明显比A1和T1试样更耐磨,如果排除人为试样装卡和试验用套管微小差异等原因,可以断定引起上述差异的原因为试样材质或组织结构的不同。
2.4 热裂纹的形貌
为了对G1试样中出现的热裂纹进行深入分析,从G1试样上切割包含裂纹的小块材料,进行金相试验。在金相显微镜下观察,共看到7条裂纹,裂纹最长约200μm,走向大致与试样表面呈45°角,裂纹典型形貌如图5所示。图5(a)中包含1条裂纹,图5(b)则是无裂纹情况下的组织。从图5中可以看出,磨损试验之后,试样的组织发生了改变,仅影响到表层约200μm的深度。
2.5 磨损后显微硬度的变化
为了考察磨损试验对试样硬度的影响,从G1试样上取样进行了显微维氏硬度试验。根据试验数据可以绘出对应硬度曲线(图6)。曲线横坐标为距试样表面距离,纵坐标为测试点显微维氏硬度值。从该曲线上,可以清楚地看到:从表面至距表面0.17mm处,硬度值逐渐下降,从初始的HV0.2值405降至313,之后随着距离增大逐渐趋于稳定,虽有小范围波动,但大致在330左右。该曲线反映出了硬度的变化趋势,即在试样表层约0.2mm深度内硬度逐渐降低,之后变化幅度不大,趋于稳定。结合硬度值,可以断定:最表层白亮组织是一种复杂的多相的高弥散组织,应该以马氏体为主,这是试样与套管摩擦过程产生的大量热量将表层组织加热至相变点以上,随之经泥浆快速冷却(这相当于二次淬火)所形成,HV0.2值应该可达700以上;过渡层为超高温回火层,这是摩擦热未超过材料相变温度,但超过材料回火温度的产物,该组织会使材料硬度降低,甚至小于基体硬度;由于摩擦热影响范围有限,内部基体组织未达到回火或相变温度,因而依旧保持着在制造过程中淬火+回火所形成的索氏体组织,HV0.2值330左右。
3 结论
通过对3种不同材料钻杆内螺纹接头试样进行实物磨损试验,并用多种手段对试验结果进行分析讨论,得出以下结论:
(1)G1试样在经历侧向力1 490kg/m、4 470kg/m和7 450kg/m各20min,随后保持侧向力7 450kg/m时长4h的磨损试验后,表面局部区域出现摩擦热裂纹。在上述相同条件下,A1和T1试样未产生热裂纹。
(2)试验后,G1试样磨损量为0.14mm,A1试样磨损量为0.38mm,T1试样磨损量为0.30mm。
(3)3个试样对套管的磨损系数:G1为16.27A1为22.16,T1为22.21(单位均为1.4×10-8MPa)。G1试样对套管的磨损量远小于T1和A1试样。
(4)侧向力对热裂有重要影响,增大侧向力可以显著缩短产生热裂纹的时间,井身狗腿度大、接头受侧向力就大,容易发生摩擦热裂。材质本身性能对热裂有一定影响。
(5)通过降低狗腿度,优化结构等方式可以降低侧向力,进而减轻热裂倾向[1]。改进材料化学成分和组织结构,可能改善其抗热裂性能。提高材料横向冲击性能,能阻止摩擦热裂纹的扩展。
摘要：为探讨钻杆接头与套管或井壁之间的摩擦磨损机理,研究不同载荷下不同材料所承受压力的分布规律,利用实物磨损试验机,在相同的试验条件下,对3种不同的钻杆接头材料进行了磨损试验,并进行试验结果分析。
关键词：钻杆接头,磨损,侧向力,金相,硬度
参考文献
金属材料摩擦磨损行为的影响因素 篇5
1 干滑动摩擦磨损机理
干滑动摩擦磨损是一种特殊的摩擦磨损形式。摩擦副材料具有高的耐磨性、高而稳定的摩擦系数, 较高的力学性能及优良的其他使用性能。在摩擦初期, 摩擦面附近的温度梯度很大, 而远离摩擦面处温度低, 同时温度梯度较小。干滑动摩擦条件下, 摩擦副的摩擦表面由于摩擦热的介入 , 处于非常高的温度[1] 。材料的干摩擦行为中, 摩擦系数的高低与摩擦过程中所发生的三种现象有关 (1) 滑动表面光滑区域的粘着 (2) 磨粒和硬质粗糙对对偶面造成的犁削 (3) 粗糙表面的变形。对于不同的滑动条件、摩擦副材料和工作环境, 三种过程对摩擦系数的影响是不同的。一般来说 , 犁削和粗糙表面的变形对总的摩擦系数的影响要比粘着的影响大[2] 。当受电弓滑板工作在粉尘、风沙较大条件时 , 砂粒等硬颗粒附着在滑板或导线上进入接触面, 将导致磨粒磨损的产生。 (1) 磨粒对表面产生犁沟作用或称微切削、划伤表面 (2) 磨粒压入表面, 因挤压作用使表面材料塑性变形而脆化, 从而在滑动时形成鳞片状的剥落屑[3] 。
1.1 影响材料干滑动摩擦磨损行为的因素
1.1.1 载荷的影响
载荷对复合材料的磨损特性有很大的影响, 载荷的增加使摩擦生热显著增加, 使基体有蠕变软化的趋势, 有利于微裂纹的扩展。同时, 载荷增大易于发生严重粘着磨损, 磨损量增加。
在摩擦过程中, 载荷作用下基体次表层的塑性变形, 使位错滑移和聚集, 产生了许多空位和微裂纹, 使表层组织变的疏松, 结构发生软化。软化层的形成将严重削弱合金的耐磨性[4] 。
在载荷小于10牛顿时, 材料呈现出比基体合金更低的磨损率。这表明, 磨损过程中发生了材料的转移过程。在载荷为10~95牛顿时, 材料的磨损表面形貌都具有严重塑性变形的特征, 大量的塑性流变导致了摩擦层的形成。剥层磨损是主要的磨损机制。
1.1.2 速度的影响
滑动速度对干滑动摩擦磨损的影响也较大。在小于1.2m/s的滑动速度下, 磨损机制被描述为疲劳磨损, 相应的表面出现裂纹, 磨损碎片很小。摩擦表层覆盖一层摩擦层, 在这样的低滑动速度下, 增强物对磨损率的影响不明显, 在高的滑动速度下, 磨损过程发生转变, 这与摩擦层的破裂有关[5] 。
随着滑动速度向临界速度的增加, 磨损率降低。这一临界速度取决于施加载荷、热扩散系数和磨损表面的硬度[6] 。
1.1.3 温度场的影响
影响摩擦温度场的主要因素为摩擦条件与摩擦副材料。随着摩擦速度与接触正压力乘积的增大, 表面温度与温度梯度直线上升。因此, 在干滑动摩擦条件下, 摩擦热所引起的摩擦温度场是影响摩擦学行为的主要因素之一[7] 。另外, 在干滑动摩擦过程中, 一次摩擦过程, 摩擦副经历一次由低温向高温, 又由高温向低温的转变, 这种温度循环在摩擦副中产生相当大的热应力。电车线材料的干滑动摩擦磨损行为受到载荷、温度、速度、环境、材质等多因素的影响, 因此电车线材料的摩擦磨损机制十分复杂, 而且研究条件具有很大的局限性, 因此要赶上和达到国际领先水平, 还需研究者作大量的工作[1] 。
2 电接触滑动摩擦磨损机理
摩擦和磨损过程受到摩擦副、润滑济、工作参数、环境和工作历史等许多因素的影响。材料的强度或者说材料对外载荷的响应与温度、载荷作用速度、材料的应变量、应变速率和应变历史等都有密切关系。尤其在通电状况下, 其摩擦和磨损过程更加复杂。另外, 材料还要受到电流、电压等多因素的影响。磨损包括粘着磨损、磨粒磨损、腐蚀磨损、表面疲劳, 还有侵蚀、气蚀和冲凿等等。由此得出材料磨损量与行程成正比, 与载荷成正比, 与较软材料的屈服应力或硬度成反比。磨损都是由于较硬表面将较软材料犁出沟槽所致。一种情况是粗糙而坚硬的表面贴着较软的表面滑动。另一种情况是磨损是由于游离的坚硬粒子在两摩擦表面之间滑动所致。粘着磨损和磨粒磨损的机理有赖于固体的直接接触, 它们所产生的磨损型式在摩擦一开始就是发展性的, 当两滑动表面通过微凸体实现接触时, 就会发生粘着磨损和磨粒磨损, 并且微凸体可以互相穿过, 而使一方或双方微凸体发生塑性变形。
如果在两表面间发生电火花, 就会造成以去除和析出金属的形式出现的永久损坏。影响摩擦磨损过程的因素很多, 且存在复杂的非线性相互作用。Dobromiski列出微动过程主要影响因素有28种, 而Meng认为滑动摩擦过程的影响因素和常数有100个之多。因此摩擦磨损机理的研究相当复杂[10] 。
2.1 影响电接触滑动摩擦磨损行为的因素
2.1.1 电流的影响
载电流摩擦磨损是指处于电场中的材料及摩擦副, 在电流通过条件下, 材料及摩擦副的摩擦磨损行为。研究发现, 载流条件下摩擦副在摩擦过程中的热, 主要来自三个方面:电弧热、摩擦热、电流产生的热。由于电流的存在, 试验过程中不仅有摩擦热, 还增加了电弧热和电流产生的热。因此比无电流干滑动条件下单纯的摩擦热大, 摩擦表面温度高, 摩擦严重, 表面粗糙度增加, 从而引起真实接触面积增大摩擦系数升高, 同时使摩擦表面局部温度急剧升高而氧化[8] 。
电流对载流铬青铜/纯铜摩擦配副的摩擦系数有影响。电流的存在增大了摩擦系数, 且随着速度的增加有电流条件下摩擦副的摩擦系数下降的趋势比无电流时的缓慢。在电场条件下由于硬质相的出现, 在摩擦面上出现了磨粒磨损, 表现为摩擦面上出现的犁沟。
在强电流作用下, 当弓网间发生瞬时离线时, 将产生严重的拉电弧现象, 造成受电弓滑板和接触导线表面烧伤而使接触状况恶化。电流通过导体产生热效应, 机械摩擦和接触电阻所产生的表面温度, 实际接触粗糙峰上的瞬时闪温, 都导致材料组织和性能发生变化, 从而严重影响了材料的摩擦磨损性能[3] 。
2.1.2 电压的影响
在直流电压的作用有利于添加剂在金属表面形成化学吸附膜和化学反应膜, 从而造成摩擦系数的下降[5] 5。对Al2O3/Cu施加反向电压和正向电压:表明正向电压作用下的摩擦系数比反向电压的大, 同时外加电场的存在能显著地增加摩擦副的摩擦系数。当电压接通时, 摩擦副的摩擦系数比电压断开时高出约133%, 说明外加电压的存在是造成摩擦系数增大的原因。即摩擦系数随之增大, 电压断开时摩擦系数随之减小[9] 。
3 结论
金属材料的摩擦磨损过程受到多方面因素的影响, 其干滑动摩擦磨损行为受到载荷、速度、温度场等的影响较大。但是在通电状况下, 其滑动摩擦磨损行为更加复杂, 还要受到电流及电压 (电磁场) 等的综合影响。
参考文献
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机械零件摩擦磨损的自修复 篇6
所谓摩擦是指两个接触的物体, 受到平行于接触面的外力, 产生相对移动的倾向或发生移动。所谓磨损是伴随着磨擦而产生的表层材料微量损失现象。摩擦是消耗能源的主要原因, 磨损是降低机械零件使用寿命, 消耗材料的原因。摩擦、磨损都是摩擦学的主要内容。它涉及到了物理、化学、力学、机械学等学科的知识。摩擦在大多数情况下是有害的, 主要是造成能量的损失和机械零件的磨损。摩擦学的经济意义, 一直是被忽略的。而研究机械摩擦磨损的自修复的问题就是为了不但可以提高零件的使用寿命, 而且可以降低生产成本。
国外许多发达国家都在进行自修复的研究以及把它作为长期的目标。我国的研究工作者提出了摩擦磨损表面自适应、自修复的设想, 将摩擦磨损的研究从抗磨减摩扩展到了磨损表面的自修复甚至是零磨损。纳米材料的发展为这一目标的实现提供了新途径。由于纳米材料具有比表面积大、高扩散性、易烧结性、熔点降低等特性, 因此以纳米材料为基础制备的新型润滑材料应用于摩擦系统中, 将以不同于传统载荷添加剂的作用方式起到减摩抗磨得作用。这种新型润滑材料不仅可以在摩擦表面形成一层易剪切的薄膜, 降低摩擦系数, 而且直接吸附到零件的划痕或微坑处, 或通过摩擦化学反应产物对摩擦表面进行一定程度的填补和修复, 起到自修复作用。
2 摩擦磨损表面自修复的概念
磨损是机械零件失效的三大原因 (磨损、腐蚀、断裂) 之一。从作用过程看, 磨损和摩擦是同时发生的并且是相互影响的。二者尽管不是材料的固有属性, 但它们与材料的本性有关, 与摩擦学系统有关。机械零部件在同一摩擦过程中, 摩擦磨损与摩擦修复往往同时存在, 当两者不平衡时, 表现为磨损或负磨损;当两者平衡时, 则表现为“零磨损”;而极不平衡时则表现为熔焊和胶合 (粘结) 。
机械零件的磨损一般起始于早期的轻度磨损。摩擦磨损的自适应、自修复时材料是摩擦学设计的最终目标。这既是对提高性能的要求, 又是仿生化和环境友好化的要求。
摩擦磨损表面自修复是指在摩擦过程中, 摩擦表面的磨损或划伤等表面损伤实现自组织、自适应或自修复, 恢复并保持甚至提高摩擦表面的摩擦学性能, 因而能够保持或恢复摩擦副的设计性能。按照实现条件摩擦磨损自修复可以分为自发自修复和条件自修复。
3 自发摩擦磨损自修复
摩擦磨损中由于热、力、电、化学及材料等非线性、不可逆交互作用, 出现了一些自发形成的, 在摩擦过程中会随着工作条件变化而调整的, 摩擦系数和磨损率极低的表面自修复结构, 呈现出一定条件、一定程度的自组织、自适应、自修复作用。摩擦过程中, 磨损的产生和修复作用的实现均是在摩擦系统中自然发生的, 因此称之为自发摩擦磨损自修复。
3.1 摩擦表面氧化膜自修复
早在1907年就有人指出, 在许多被认为是金属表面间的摩擦, 实际上并不是纯金属间的摩擦, 而是在两表面间存在的化学膜和物理油膜的摩擦, 如氧化膜、硫化膜等, 在一般压力条件下它们能防止金属与金属的黏着, 降低摩擦系数与磨损。在较高温度下, 化学反应易于获得足够的活化能和较高的反应速度, 而且氧化膜在较高温度下表现为玻璃态, 这时它更像液态, 因而摩擦和磨损量会随着温度的升高而下降。由于生成的氧化物、硫化物在摩擦过程中不断磨损消耗, 又很快自行修复, 有时使摩擦系数和磨损量下降, 甚至出现零磨损, 且在某些情况下, 摩擦条件越苛刻, 氧化的速度、范围会随之不断增加, 因此它具有一定的自适应性。
3.2 摩擦表面熔融自修复
在摩擦过程中当摩擦副处于一种非平衡、不可逆的摩擦状态时, 如两粗糙表面产生相对运动时, 在摩擦产生的力、电、热等作用下, 材料就会通过其自身的塑性变形、釉化、跑合甚至相变, 形成摩擦环境相适应的自适应机制。要想获得较小摩擦系数, 方法之一是在硬固体上涂覆一层易剪切的软物质, 这是摩擦学设计的主要依据。其软物质可以是固态、液态也可以是气态。比较软物质的剪切强度, 固态>液态>气态。之所以如此, 显然是因为软物质的摩擦系数不同。运动着的两固体表面要减少摩擦磨损, 就要依靠其间的软物质的润滑作用。按照性质的不同, 可分为三种:边界润滑 (两物体表面局部被隔离) 、流体润滑 (两物体表面完全被隔离) 、气悬浮润滑 (两物体表面被空气隔离) 。例如滑雪时冰与滑雪板摩擦, 摩擦热的一部分使冰融化为水, 水的黏度很小, 剪切强度低使摩擦系数降低, 减少了摩擦热的产生, 这就是具有可逆性和自适应性的自修复过程。
3.3 摩擦副选择性转移自修复
选择性转移是一种具有自修复功能的摩擦现象。例如铜合金/钢摩擦副在甘油中进行边界摩擦时, 铜离子从铜合金中析出转移到钢表面, 又从钢表面上反转移到铜合金表面上, 其摩擦系数降至流体摩擦, 因而磨损极微, 甚至产生负磨损, 这种特殊现象称为选择性转移。
4 条件摩擦磨损自修复
条件摩擦磨损自修复是在特定的摩擦系统条件下, 如适当的摩擦配副材料、润滑介质和一定的工况条件下, 通过润滑介质及环境的物理化学作用, 在摩擦副表面形成吸附修复层、物理沉积修复层、化学转化膜修复层, 或使摩擦副表面改性来实现的一种自修复。摩擦是实现自修复的内部条件, 添加剂和适当的工况条件是实现自修复的外加条件。条件自修复包括表面成膜自修复、在线强化自修复和摩擦条件优化自修复。
4.1 表面成膜自修复
摩擦过程中, 利用摩擦产生的机械摩擦作用、摩擦化学作用和摩擦-电化学作用, 使摩擦副与润滑材料产生能量交换和物质交换, 从而在摩擦表面上形成正机械梯度的金属保护膜、金属氧化物保护膜、有机聚合物膜、物理或化学吸附膜等, 以补偿摩擦副的磨损与腐蚀, 形成磨损自修复效应。该修复膜的形成与磨损在摩擦磨损中往往是同时存在的, 是一个动态的磨损和修复过程。
4.2 在线强化自修复
在线强化现象在生物领域有许多成功的实例, 例如人的手掌、脚掌等受摩擦较多的部位表面会形成较硬的耐摩擦老茧。在摩擦学领域, 通过采用特种添加剂, 可与金属摩擦副产生机械物理作用和物理化学作用, 从而在摩擦副纳米级或微米级厚度层内渗入、诱发产生新元素或新物质, 使金属的微组织、微结构得到改善, 从而改善金属的强度、硬度、塑性等, 实现摩擦副的在线强化, 提高摩擦副的承载能力和抗磨性能。
使用高能离子束袭击固体表面, 可以把任何元素渗入任何基体的近表面区域, 而近表面区域的这种合金化不受溶解度及扩散系数之类的热力学条件限制, 这种离子束表面改性工艺称为离子注入。尽管受离子基体的影响, 通常可以取得的浓度 (原子数分数) 仍然达百分之几十。离子注入表面改性是提高耐蚀性的重要技术之一。离子注入不但形成致密的氧化膜, 而且可以改变表面的电化学性能, 提高耐蚀性。采用离子注入金属表面非晶化技术形成的非晶态表面没有晶界等缺陷, 可显著提高耐蚀性。离子注入在表面改性中主要对象为金属固体, 如钢、硬质合金、钛合金、铬和铝等材料。
4.3 摩擦条件优化自修复
摩擦条件如润滑介质、表面粗糙度等直接影响到摩擦副的摩擦磨损性能。通过摩擦条件优化, 可以使摩擦磨损性能得到恢复和提高。实现摩擦性能的自修复、摩擦条件优化, 包括摩擦表面的优化和润滑剂性能的优化。
摩擦过程中非正常磨损会使摩擦条件进一步恶化, 从而使机件急剧磨损。因此, 改善相对运动机件的表面质量, 对减轻磨损或自修复有着及其重要的作用。抛光后的摩擦表面, 不但摩擦系数会更低, 且承载时接触面的单位面积压应力会更小, 因而可相应的提高油品的承载能力, 改善润滑条件。例如把分布很窄的纳米粒子添加到润滑油中作磨光材料, 这本身就是一种精密抛光方法, 可加工表面粗糙度为0.1～1.0nmRMS的超光滑表面。
任何润滑油都具有一定的粘压特性, 当摩擦副之间的油膜承受载荷压力作用时其黏度增大, 油膜会被稠化, 甚至变为具有相当触变强度的类固体膜。当润滑油膜中弥散分布有聚合物锚固的无机纳米粒子时, 纳米粒子在油膜中的弥散分布, 将使:a.油膜黏度增大、厚度增大、触变强度上升;b.粒子表面锚固的聚合物使油膜的韧性和强度增加。这两种变化均有利于改善油品的抗磨减摩性能和承载能力, 而且能够提高气密性, 最终提高机械系统的性能。
结束语
近年来, 随着纳米技术的发展, 相继诞生了微观摩擦学和纳米摩擦学, 以零磨损, 超滑为目标的纳米颗粒材料、表面改性技术、表面分子工程取得了进展。通过研究纳米粒子的微观摩擦磨损行为和材料表面的物理化学状态变化, 有望在摩擦表面建立起一层自组装的、坚固的、自修复的润滑膜, 为零磨损自修复的实现提供一条切实的途径。
摘要：摩擦学的发展已将摩擦磨损的研究从抗磨减摩扩展到了磨损表面的自修复甚至是零磨损。文中对摩擦磨损表面自修复的概念进行了阐述, 详细论述了自发摩擦磨损和条件摩擦磨损的集中类型和实现模式, 指出纳米技术的发展有望在摩擦表面建立起一层自组装的、坚固的、自修复的润滑膜, 为摩擦磨损表面自修复提供了切实的途径。
关键词：摩擦磨损,自修复,自发摩擦磨损,条件摩擦磨损
参考文献
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镁合金摩擦磨损性能的研究进展 篇7
镁合金具有密度小、比强度和比刚度高、阻尼减震性能好、尺寸稳定性高、导热性能好、易于机械加工等特点, 正得到日益广泛的应用[1,2]。尤其在汽车工业中, 用更轻的镁合金来取代部分零件, 具有降低燃油消耗及减少二氧化碳排放的优点。德国大众研制的镁合金发动机缸体比铝合金缸体轻25%, 英国Wagon公司研发的镁合金车门系统也比同类的铝合金车门轻30%。活塞、阀门或其他滑动部件的轻量化可以降低摩擦力, 从而节约能源。但镁合金的耐磨性较差, 使其在许多工业产品上的应用受到一定限制。因此, 镁合金的摩擦磨损机制以及如何提高镁合金的耐磨性等问题成为研究的热点。相比铝合金和镁基复合材料的研究, 镁合金的摩擦磨损及其磨损机理的研究还是有限的[3,4]。
镁合金的常用合金元素主要有铝、钙、锌、锰、稀土金属 (混合稀土、钕、钇、钆等) 等[5]。不同的合金元素可改善合金的力学性能, 同时也影响镁合金的摩擦磨损性能。笔者综述了目前镁合金摩擦磨损的研究成果, 对比了部分合金间的差异, 并对镁合金摩擦磨损的各种影响因素进行了讨论。
1 Mg-Al-Zn合金的摩擦磨损
Mg-Al-Zn系合金应用广泛, 有关摩擦磨损性能的研究也相对较多[6,7,8,9,10,11,12,13,14,15], 主要为Mg-3Al-1Zn (AZ31) 和Mg-9Al-1Zn (AZ91) 等。添加Al、Zn不仅可细化晶粒, 还可形成网状的Mg17Al12相, 从而提高材料的力学性能和耐磨性。研究表明[6], 在相同条件下, AZ31合金的摩擦系数和磨损率都比纯镁低很多。另有实验指出[7], 在某个载荷区间内, AZ31的磨损量增加缓慢, 在该区间外, 磨损量随载荷的增加迅速增加。Das等[8]研究了高温下AZ31合金的微观组织演变过程, 发现在673K时, 转移到对磨副表面的材料发生了剧烈的变形和部分的再结晶。接触面亚表层的晶粒由于大塑性变形, 发生了动态再结晶和晶粒长大的现象, 并且10μm以下亚表面的塑性应变达到100%, 5μm以内表面的塑性应变甚至达到300%。该现象也与同样温度下AZ31的超塑性变形行为相吻合。表面损坏和材料转移不断发生, 使得摩擦过程呈现动态平衡状态, 磨损率保持恒定。
Zafari等[9,10]研究了不同载荷、滑动速度条件下, AZ91镁合金的磨损机制。Chen等[11]根据不同磨损机制建立了AZ91镁合金的磨损机制图, 如图1所示。将磨损分为轻微磨损和严重磨损。轻微磨损细分为氧化磨损和剥层磨损, 严重磨损也可细分为塑性变形和熔化磨损。其实验结果总结了载荷和速度与表面温度的关系, 表明轻微磨损转变成严重磨损取决于某一临界表面温度。对于AZ91合金, 当表面接触温度高于347K时, 发生严重磨损。
另有研究[9,11]指出, 低载荷下AZ91D合金的磨损率随温度 (25~200℃) 的升高而降低。其原因可能是在较高的温度下, 摩擦表面产生氧化层, 阻止金属间的直接接触, 故磨损率下降。Wang等[12]的研究指出, 高温使机械混合层的厚度增大, 其硬度为110~120HV, 大于合金硬度80~90HV, 因而能缓解磨损情况。在AM60合金中也发现同样的现象[16]。由此可见, 临界温度以下, 温度对摩擦磨损的影响与高温时并不相同。
2 Mg-Al-Si合金的摩擦磨损
Mg-Al-Si合金是汽车用耐热镁合金之一, 其中AS41已用于空冷发动机曲轴箱上的风扇腔和发电机支架等, 其摩擦磨损性能也备受关注。Mg-Al-Si合金中的强化相Mg2Si具有高熔点 (1085℃) 、高弹性模量 (120GPa) 和低热膨胀系数 (7.5×10-6K-1) 等特点, 因而能大大提高材料的性能[17,18]。林强等[19]研究了AS41 (4.50%Al、0.31%Mn、1.53%Si、Mg余量) 的摩擦磨损行为后得出:随着载荷增大, 摩擦系数从0.5减小到0.3左右, 而摩擦速度对摩擦系数的影响不大, 保持在0.25~0.35;磨损率随载荷的增大而增大, 随摩擦速度的增大而减小;该合金200℃时的摩擦性能优于室温时的性能。他们认为温度升高使得粗大汉字状的Mg2Si相转变为细小的多边形, 并弥散分布于基体中, 从而使其力学性能提高, 降低了磨损率。但当载荷较大时, 200℃时发生的是材料塑性变形引起的熔化磨损, 反而使得磨损率剧烈增加。此外, 对于AS21 (2.0%Al、0.70%Si、0.20%Zn、0.36%Mn、Mg余量) 合金的研究指出, 常温下AS21合金的耐磨性不如AZ91D合金, 主要原因是AS21合金维氏硬度为60.24, 不及AZ91D的硬度 (83.7) 高[20]。
3 Mg-Al-Ca和Mg-Zn-Zr合金的摩擦磨损
通用公司开发的Mg-5Al-3Ca-0.12Sr (AXJ530) 合金, 具有良好的拉伸性能、抗蠕变、耐腐蚀和铸造性能, 成本与AZ91D合金相当, 175°C时屈服强度达196MPa, 接近A380 (3.0%~4.0%Cu、7.5%~9.5%Si、0%~0.1%Mg、0%~2.0%Fe、0%~3.0%Zn、0%~0.5%Mn、0%~0.5%Ni、0%~0.35%Sn、Al余量) 铝合金, 已在汽车高温驱动部件上得到应用。由于合金中的Al12Ca、Mg2Ca或者 (Mg, Al) 2Ca强化相具有很高的熔点和较好的热稳定性, 因而研究该合金的摩擦磨损性能具有很强的现实意义。胡斌等[21]研究了5种不同晶粒尺寸的AXJ铸造合金, 发现在一定范围内晶粒尺寸越小, 耐磨性越高。例如, 相同摩擦条件下, 晶粒尺寸为54.8μm的合金的磨损率比32.3μm的合金大, 其原因是晶粒尺寸越小, 其力学性能和硬度就越高, 从而提高了耐磨性能。如果晶粒尺寸太小, 耐磨性则大大下降, 例如, 使用高压铸造获得的AXJ合金, 晶粒尺寸为4.5μm, 强度及延伸率都显著高于普通铸造合金, 但耐磨性能不如晶粒尺寸为32.3μm时高[21]。另有类似研究表明[22], 在晶粒尺寸很小的情况下, ZK60 (Mg-6Zn-0.6Zr) 的磨损性能随晶粒尺寸的减小而降低。说明耐磨性能与晶粒尺寸有关。当晶粒较小时, 受粘附磨损的影响, 摩擦系数增加, 并且摩擦表面受到大的塑性变形, 磨损率增加;相反, 晶粒较大的合金, 其磨损机理为磨粒磨损, 而非塑性变形, 故磨损性能提高。由于从粘附磨损到磨粒磨损的转变, 高压铸造AXJ合金的耐磨性能低于普通铸造合金。但根据图2可知, ZK60合金晶粒尺寸为100μm样品的磨损率仍旧小于40μm晶粒的样品, 这一结果和AXJ合金不一样。由此可见, 细晶强化可在某种程度上提高合金的耐磨性, 但晶粒特别细小的镁合金的耐磨性并不一定好, 目前相关研究还不多, 需要更多的实验数据加以论证。
4 稀土镁合金的摩擦磨损
由于稀土元素具有提高镁合金的耐热性、细化晶粒、改善铸造性能等优点, 近几年在镁合金中的应用逐渐增多, 许多学者也已涉足稀土镁合金摩擦磨损性能方面的研究[2,23,24,25,26]。
有学者[27,28,29]对Mg-3.85Zn-1.27Ce-0.53Zr (ZE41A) 镁合金的摩擦磨损做了系统性的研究, 结果表明:摩擦系数随载荷和滑动速度的增加而减小, 磨损率随载荷和滑动速度的增加而增加;随着载荷的增加, 在轻微磨损机制中磨损率逐渐增加, 超过某一临界载荷后, 磨损率急剧增加;不同载荷和滑动速度下, 主要磨损机制分为磨粒磨损、氧化磨损、剥层磨损、塑性变形和熔化磨损5类。ZE41A合金的磨损机制可以通过载荷和滑动速度来控制, 其结论与Mg-Al-Zn合金的研究结果相同, 摩擦系数随摩擦条件的变化规律也与Mg-Al-Si合金一样。
胡茂良等[30,31]研究了Mg-10Gd-3Y-0.4Zr (GW103K) 和Mg-11Y-5Gd-2Zn (WGZ1152) 两种耐热镁合金的磨损情况, 在载荷3~15N、速度0.03~0.24m/s、温度25~200℃、对磨副为直径6 mm AISI52100钢球的条件下, 与AC8A (11.3%Si、0.81%Mg、1.25%Cu、1.34%Ni、Al余量) 铝合金进行了比较, 发现WGZ1152合金在干摩擦条件下的耐磨性能最佳, GW103K合金次之, 并且两种镁合金的磨损率随温度的升高变化很小, 而AC8A铝合金的干摩擦磨损率随温度升高显著增加。由此可见, 合金中的稀土相, 即WGZ1152合金中的Mg-Y-Gd方块相和GW103K中的Mg24 (Gd, Y) 5相能提高镁合金的耐磨性, 并通过提高合金的高温力学性能[32,33]获得较好的高温耐磨性。笔者在进行Mg-Gd-Y系合金的摩擦磨损中发现, 较低速度下合金会出现剥层磨损, 而多数研究认为剥层磨损出现在高速条件下。在200℃往复摩擦条件下, 合金磨损率减小, 但磨屑的尺寸却增大, 扫描结果显示磨屑粘附在摩擦表面, 起保护层的作用。
在对稀土改性镁合金的研究中发现, 稀土镁合金的摩擦磨损特性显著优于基体合金, 且随稀土含量的增加, 镁合金的耐磨性有所提高[23,34];并且添加多种混合稀土的合金的耐磨性优于添加单一稀土的合金, 摩擦系数也较低;稀土的添加可推迟合金向严重磨损转变[35]。An等[36]研究了Mg97-Zn1Y2合金的摩擦磨损性能, 并对比了AZ91合金。结果表明在高载荷下, 该合金的摩擦系数和磨损率都低于AZ91合金, 其原因是Mg97Zn1Y2合金的晶间化合物拥有良好的热稳定性和高温力学性能。AZ91合金中的强化相为Mg17Al12相, 其熔化温度很低, 温度升高后将迅速软化变粗, 失去强化作用, 合金的力学性能也迅速降低, 因此磨损率迅速增加;而Mg97Zn1Y2合金晶界处的Mg12YZn相有很好的热稳定性, 温度升高时能保持一定比例并继续提供强化作用。稀土在增加镁合金耐磨性能中的作用主要有两个方面: (1) 抑制组织疏松, 减少缺陷, 从而减少了摩擦过程中裂纹源的产生; (2) 稀土加入后, 稀土元素可以与其他元素形成针状或块状新相, 不易从基体中脱落, 或是新相具有更高的化学稳定性及较高的熔点, 在温度升高时, 稀土元素的扩散速度很慢, 能有效阻碍晶界的滑动和裂纹的扩展, 从而改善合金的高温性能。
Itoi等[37]对比了纯镁、AZ31合金、AZ91合金和Mg90.5-Cu3.25Y6.25合金 (存在长周期相) 4种材料, 发现在高载荷下, Mg90.5Cu3.25Y6.25合金的磨损率明显小于AZ31和AZ91合金。通过XRD和EBSD分析确定, 摩擦试验后, 镁和长周期相的基面都平行于磨损表面。镁基面在较低的临界剪切应力下很容易发生滑移变形, 因此形成平行于摩擦表面的基面将对耐磨性能产生负面影响。而Mg90.5Cu3.25Y6.25合金在摩擦后, 长周期相产生扭结变形 (磨损处的纵切面可观察到这些扭结变形) , 使得基面和磨损面的平行运动变得困难, 因此能够明显地提高耐磨性。此外, 长周期相具有较高的硬度, 也是Mg90.5Cu3.25Y6.25合金具有较高耐磨性的原因。
5 摩擦磨损因素讨论
Meng指出在摩擦磨损方程中有大约100个不同的变量或参数[38], 根据现有的研究成果可以看出, 载荷、滑动速度及温度是影响镁合金摩擦磨损的主要外部因素。这3个因素在不同镁合金摩擦磨损过程中的作用大致相似。磨损率随载荷的增加而增加;在较低的滑动速度下, 磨损率随速度的增加而减小, 当滑动速度超过某一临界值 (与载荷等因素有关) 后, 磨损率随速度的增加快速增大。载荷与滑动速度的作用可视为温度的作用, 即存在一个临界温度, 一般为熔化温度, 它将磨损分为轻微磨损和严重磨损两个区域;在轻微磨损区域内, 镁合金的磨损在一定范围内随温度的升高而降低, 但超过临界温度后, 耐磨性能则急剧下降。
内因方面主要是材料的力学性能、微观组织、稀土元素以及氧化膜等。 (1) 力学性能。硬度是影响材料摩擦磨损性能的主要因素, 根据Archard方程可知, 材料的硬度越高, 耐磨性越好。其他性能 (如弹性模量) 也对耐磨性有很大影响[38]。 (2) 微观组织。在一定范围内, 晶粒尺寸的减小可提高材料的硬度, 从而提高其耐磨性, 而晶粒过大时硬度较低及晶粒过小时磨损机理的改变都可能降低耐磨性。硬质相的含量也对摩擦性能有很大影响, 不易脱落的硬质相 (针状、方块状等) 比易脱落的耐磨性好。 (3) 稀土元素。添加稀土的镁合金通常比不含稀土的耐磨性好。 (4) 氧化膜。氧化膜的生成、稳定性、厚度等都在一定程度上影响合金的耐磨性, 其作用类似于合金表面覆盖涂层。
6 结语