摩擦学性能

摩擦学性能（精选11篇）

摩擦学性能 篇1

在我们的日常生活中, 灰铸铁的使用极为广泛, 灰铸铁具有投入成本低、易产业化生产、具有综合力学性能等诸多优点, 是国家基础建设最常使用的基础材料, 同时灰铸铁具有良好的铸造性、切削加工性能、优异的抗磨性、减震性、生产工艺简单等特性, 使得它被广泛的应用于交通运输、机械制造、建筑、石油化工等各个行业!

据有效数据估算全世界在能源的消耗上每年有接近1 /3 以上的资源被消耗掉, 而大部分的磨损及构件失效形式最主要就是摩擦所引起的, 不完全统计绝大多数以金属为制品的零件损坏的 “罪魁祸首”就是磨损, 灰铸铁和其它金属相比, 具有优良的抗摩擦性能, 其原因在于干摩擦时, 灰铸铁里的石墨可以起到润滑作用, 如果在构件运动时加入润滑油, 会产生更好的效果, 运动时部分石墨被磨损掉形成凹槽, 这样润滑剂就会流进凹陷处被储存起来, 在运动的过程中就保证了形成连续性的油膜, 这种优良的耐磨性使得它广泛应用于机械制造产业, 如汽车刹车片、气缸套、轴承等。

对灰铸铁的摩擦学问题的科研人员在早期就进行了大量的细致的研究, 我们知道灰铸铁的主要成分是具有片状石墨的铸铁, 石墨的形态和数目会对铸铁的性能产生极大的影响, 科研人员从这个角度出发做出了与此相关的摩擦磨损评定, 给出了一些理论, 但是这些理论都是不全面的, 因为选定的实验条件的范围很窄, 所以针对灰铸铁的摩擦学问题尚不成熟、全面, 而灰铸铁的应用如此广泛, 对灰铸铁进行更加系统的摩擦学问题研究是非常有必要的。

在国家标准中, 直观看灰铸铁的耐磨性能是它的牌号联系在一起, 牌号越高, 耐磨性能也越好, 而其实质的耐磨性是由它的金相组织决定的, 往往耐磨的铸铁为多相组织, 这些组织包括基体、石墨、硬化相, 基体为细片状珠光体其耐磨性高于粒状珠光体, 且片状珠光体越细越好, 片间距越小耐磨性越优, 而粒状珠光体的碳化物容易脱落, 会加剧磨损, 珠光体中铁素体作为软基底, 渗碳体承受载荷, 提高了耐磨性; 在石墨的选型上以A型为优, 片状中等、数目适量、均匀分布为宜, 形体过大, 数目过多会削弱基体, 形体细小, 往往伴随有铁素体, 从而降低减磨性能, 石墨本身具有自润滑的作用, 在湿摩擦作用下还可以保存润滑剂, 使油膜具有连续性, 抗咬合、减磨, 硬化相中磷元素形态细小, 呈网状分布为优, 其它一些元素如钨、钒、钛等形成的碳化物越细小、呈弥散分布为优, 这些硬化相可形成滑动作用面, 大幅度的增加了耐磨性。

史正良[1]采用不同的表面处理方式对灰铸铁的摩擦学性能进行了探索, 笔者从隔离金属之间的直接接触的方向出发, 为了避免采用铸铁制备的机械构件在运动中咬合、损伤, 同时为了提高构件的抗摩擦能力, 降低损耗, 增加安全性, 选择了常用的对灰铸铁的处理方式—磷化处理, 讨论探索了三种处理方式: 磷化处理表面、磷化+ 纳米铁基离子表面处理及磷化+ 二硫化钼粘连固体涂层处理, 分析对比了对表面进行后灰铸铁摩擦学性能的变化, 结果发现磷化试样的摩擦系数幅值跳动范围较大, 随着摩擦产热, 摩擦副表面温度升高, 灰铸铁表面的氧化膜在往返摩擦过程中遭到破坏、挤压, 表层处理材料受到摩擦损伤, 主要经历了弹性变形和塑形变形; 磷化+ 纳米铁基离子表面处理试样的在往复干摩擦实验中摩擦系数变化缓慢, 跳动幅度很小, 分析原因在于纳米铁基离子可填补摩擦过程中试样被划伤的凹痕, 降低了滑动阻力, 起到了自我修复和减摩的作用; 磷化+ 二硫化钼粘结固体涂层处理试样在摩擦实验中摩擦系数迅速降低, 很快趋于平稳, 抗摩擦能力较好的原因一是由于二硫化钼颗粒具有自润滑性, 而是颗粒转移填补了凹痕, 故而减小了摩擦系数。

张永振[2]等在干摩擦实验条件下对灰铸铁进行了滑动摩擦实验, 结果显示摩擦速度、接触压力对摩擦系数及磨损率会产生一定的影响, 当摩擦速度低、压力小的状态下, 逐渐增加速度、力, 磨损率无变化, 摩擦系数变化小; 当摩擦速度高、压力大的状态下, 磨损率增加, 摩擦系数明显降低; 除了摩擦速度及接触压力这两个因素外临界速度与临界接触压力也会对磨损率及摩擦系数产生影响, 当临界速度较低, 可以通过增大压力的方法来使摩擦系数达到一个较稳定的状态; 当临界压力的值较小, 可以通过增加相对滑动速度的方法来增加摩擦系数的稳定性, 速度越低, 压力越小, 灰铸铁的耐磨性越差, 材料的磨损情况越严重, 速度越高, 压力越大, 灰铸铁的耐磨性越好, 材料损失较小, 有利于保护材料。

孙一唐[3]等采用软氮化法对灰铸铁表面进行改性, 并对其抗粘着磨损及抗磨料磨损的情况进行研究, 其方法是对灰铸铁软氮化后立进行油冷, 用亚硒酸溶液对灰铸铁浸蚀来决定扩散的深度, 采用亚硒酸、盐酸、乙醇对溶液进行配比, 在氧的加入量上选取1% 、2% 、4% 四种比例, 在温度的选择上选择570℃ 、620℃ 、650℃ 、730℃ 四种温度, 并持续恒温3 小时, 往复干滑动摩擦条件下进行试验后, 结果显示: 经过软氮化处理的灰铸铁其抗摩擦性能远高于普通灰铸铁, 耐磨性提高了6 ~ 10 倍之多, 同时温度也会对试样的摩擦性能产生影响, 随着软氮化温度的升高, 灰铸铁的抗摩擦性能随之提高, 以650℃ 以上温度处理试样最为显著。

灰铸铁在人们的生产和生活中应用极为广泛, 更多、更全面的对灰铸铁的摩擦学性能进行探究是非常有必要的。

摘要：综述了灰铸铁在国民生产中的重要应用, 由于摩擦导致的严重损耗, 围绕灰铸铁的摩擦学问题进行探究, 介绍了从灰铸铁自身组织出发提高耐磨性的方法及部分改善灰铸铁摩擦学性能的研究现状。

关键词：灰铸铁,摩擦,应用

参考文献

[1]史正良, 潘健.不同表面处理对灰铸铁摩擦学性能的影响.[J].制冷与空调, 2013, 13 (7) :83-85.

[2]张永振.铸铁的干滑动摩擦磨损[J].现代铸铁, 2000 (2) :35-42.

[3]孙一唐, 陈永潭.软氮化对灰铸铁抗粘着磨损和抗磨料磨损的影响.[J].吉林工业大学学报, 1982.03:31-47.

摩擦学性能 篇2

纳米SoS2、薄膜的浸涂-热解法制备和摩擦学性能研究

用浸涂-热解法在玻璃基底表面制备了纳米MoS2薄膜, 利用X射线光电子能谱仪、X射线粉末衍射仪、原子力显微镜、静-动摩擦系数测量仪和扫描电子显微镜等仪器研究了薄膜的微观结构、表面形貌和摩擦学性能,初步探讨了薄膜的摩擦磨损机制. 结果表明: 浸涂-热解法制备的.MoS2薄膜由近似非晶的纳米微晶组成, 薄膜均匀、致密, 表面粗糙度小; 在室温干摩擦条件下, MoS2薄膜与GCr15钢球对摩时显示出良好的抗磨减摩性能; 当负荷为1.0 N而滑动速度为90 mm/min时, 其耐磨寿命大于5 000次, 摩擦系数最低可达0.12. 磨损表面形貌显微分析表明:在低速和低负荷下薄膜的磨损机制主要是塑性变形和轻微粘着转移, 而在较负荷和速度下的主要磨损机制为塑性变形和严重剥落.

作 者：陈云霞 冯治中 刘维民 作者单位：中国科学院兰州化学物理研究所,固体润滑国家重点实验室,甘肃,兰州,730000刊 名：摩擦学学报 ISTIC EI PKU英文刊名：TRIBOLOGY TRIBOLOGY TRIBOLOGY TRIBOLOGY年，卷(期)：22(2)分类号：O484.4关键词：浸涂-热解法 MoS2薄膜 制备 摩擦学性能

自润滑关节轴承摩擦磨损性能研究 篇3

关键词：自润滑关节；轴承摩擦磨损；轴承性能

中图分类号：TH133 文献标识码：A 文章编号：1009-2374（2013）20-0029-02

目前，我国的轴承的需求量大大增加，一些大型的以及中小型的企业开始大力发展关节轴承的制造。不仅在样式、结构、种类方面都有了很大的发展，变得越来越丰富式的发展。同时，随着我国目前的制造质量的提高，产品出口到国外的数量也逐年增加。另外，目前我国的航空、航天技术越来越发达，轴承的应用也越来越多，其质量要求也越来越高。但是，一些高科技在应用到轴承的时候，由于其承受的摆动以及扭曲的动作，很容易由于两侧的相互作用而导致摩擦力变大，有时会出现僵硬的情况。在这些应用到自润滑关机的轴承中，如果摩擦效果失灵以后，会产生严重的损失。因此，很多国内外的专家就这一问题进行深入的研究和探讨。本文从环境的温度、速度、材料等方面指出自润滑关节轴承摩擦磨损的因素分析，同时对目前的自润滑关节轴承摩擦磨损性能存在的几方面的问题以及其日后的发展方向做出一定的分析。

1 影响自润滑关节轴承摩擦磨损性能的因素

对于轴承的自润滑关节摩擦磨损性能的影响因素有很多方面，其磨损的方式也有很多种，它主要受到环境的温度、速度、载荷、衬垫材质等因素影响。其中，环境的温度对其的影响最为重大。

1.1 速度

关节轴承有着其特有的摆动的方向，由于自润滑关节轴承的摩擦磨损性能的不同，导致了轴承的摆动的速度。假设在温度、摆幅和载荷等条件都一样的前提下，对三种不同的摆频来做实验，所得结果如图1所示。我们可以看到，当摆频在P1和P2的时候，其摩擦的系数是类似的，而且P2较P1略高一些，同时在第八百次摇摆的时候，其系数抵达第一个高峰，也许这种现象和转动膜以及自由磨相互反应生成的摩擦面有着一定的关联。跟随着其继续摩擦，颗粒进入到衬垫的表面中，P值逐渐减少。由此可得出，摆动的频率越来越高，其摩擦的数值就会变得越来越高。

1.2 载荷

由于自润滑轴承关节的特殊性，其摆动方式也不同于其他的轴承运动，它的摩擦磨损程度受到其载荷的影响。有关专家做的实验表明，随着载荷的不断增加，自润滑关节轴承的摩擦磨损的性能会有所增大。当载荷在30kn的时候一开始时摩擦系数要小于载荷20kn，随着摆动不断的增多，又会比20kn的时候有所增高，随着摆动的次数不断在增加，会有一些黑色的屑出现，这个时候对物体的磨损程度也会加大。此时磨损的程度会变得特别的严重，随着继续加大载荷，其摩擦损坏度会越来越严重，同时也会出现特别的起伏变化。由上也就得出结论，随着载荷的增大，磨损的系数的降低速度会变慢，当运行到33小时以后其摩擦系数变得守恒，速度越快，磨损就越严重。在第五到十二小时的时候又回归到守恒的数值。

1.3 衬垫材料

轴承在进行转动的过程中，其内外圈和衬垫相互摩擦来运行，因此，对于不同材料的衬垫对于其摩擦磨损性能有着非常重要的影响作用。对不同的衬垫材料有着深入的了解，对加强轴承的摩擦能力、延长其使用寿命有着重要的意义。

1.3.1 PTFE复合材料：相关专家指出，复合材料的摩擦主要有两种方式：粘着摩擦以及磨粒摩擦。对于其内部的材质的构成不同，其对于复合材料的摩擦性能也不同。当在符合材料中的FEP的含量在百分之十到百分之三十五的时候，对于复合材料的性能有着重要的提升能力，能够将两者进行合理的融合。其中，相混合的材料比单一材料对于提高其摩擦能力更有效，这主要是由于各种材料之间发生的共同作用的功效导致。

1.3.2 PTFE编织材料：PTFE编织材料的摩擦磨损性能较高，有相关研究数据表明它是目前为止摩擦系数较低的材料，其耐磨损摩擦的效果非常良好。当它和金属物体来摩擦的时候，它的温度越来越高，剪段的韧度变小，使得PTEF材料的内部成分粘在表层上，移动到金属的表层同时将其存在的坑填上，这就是其表现出的较低的摩擦系数的原因。

由上述论述，我们发现，轴承的衬垫材料的选择对于其摩擦磨损的性能有着非常重要，也是关键的决定影响作用；复合材料或者编织材料对于自润滑关节轴承的摩擦磨损性能的影响也是非常的重大。因此，只有了解到影响其性能的几个重要的原因，才能加深对其的认识层次和程度，才能够有效地采取相应措施，加强对于自润滑轴承的摩擦磨损性能。

2 存在的问题和研究展望

目前，我国对于自润滑关节轴承的摩擦磨损的性能研究进入到了一个深的层面，同时，也还有相当一部分研究不够成熟，还存在着一些问题。比如在进行试验时对关节轴承试验机的实践提供不足，让一大部分新开发的自润滑关节轴承的产品不能够真正地进入到实践的制造和使用中来，对进行开发新的产品造成了很大的不便；各种的材质在各种的条件下的摩擦情况还应该有进一步的提升，当前，我们进行的研究一般都仅是单种的材质在单调的氛围下进行的研发，不能够很好地进行多角度、多方面的进一步开发。因此，在接下来的开发试验时，一定要针对现实中出现的具体问题，针对具体出现的问题，有针对性地进行产品的研制和制造开发，对于轴承行业的未来发展有着非常重要的意义。下面来论述一下今后的轴承研究的未来发展趋势和方向。

2.1 特殊工况下自润滑关节轴承摩擦学特性研究

目前，在各种不同的情境下进行的自润滑关节轴承的摩擦制造效果各不相同。比如在温差比较大的环境中，其研制的轴承产品的寿命比较短；颗粒环境制造出的衬垫的使用情况不良；在摆动频率较高的环境下，轴承的磨损能力会下降；这些不同的工作环境进行的研发的结果是不相同的，都受到不同的环境条件的影响。因此，专家们要针对不同的情况来进行具体的、深入的研究，是非常有意

义的。

2.2 自润滑关节轴承摩擦副材料的开发

随着经济的提高，对于产品的要求也有了新的要求，并且对于自润滑关节的轴承摩擦的副材料又有了新一层的要求，要具有深厚的性能、优良的磨损度、优质的抗疲劳能力以及良好的噪声。比如现在的复合材料，虽然它的摩擦系数较低，但是其韧度还达不到目标，应当采取措施将其与其他相应的材料进行融合才能够产生良好的效果。对于各种材料都应当进行进一步的优化和提高，才有利于轴承的真正地优良的效果。

2.3 高频摆动下自润滑关节轴承磨损量的在线动态测量方法研究

做过相关实验的人都有这样的感受，在速度较慢的摆动下，还比较容易进行摆动的直接观察和记录，而当摆动的频率达到一定的高度的时候，对于数据的测量有了很大的难度，而且随着频率的提高，也会产生较强的震动，这对于实际的检测测量也带来了相当大的影响。因此，要对这一方面的研究进行进一步的分析和创新。

3 结语

随着社会经济的不断提高，关节轴承在科技不断发展的今天的需求量也越来越高，对其质量的要求也越来越高。因此，专家以及轴承的制造者应当本着为人民利益着想、为社会的经济化发展做贡献的态度，进行合理的、科学的提高自润滑关节轴承摩擦磨损的性能方面。这就需要对于轴承的衬垫材料的选择、速度、环境的温度等都有一个科学的认识以及合理的选择，才能够保证其制造的

质量。

参考文献

[1] 郭宝霞.关于轴承及其标准发展状况[J].中国标准导报，2003，（7）：44-46.

[2] 宋云峰.摆动式轴承摩擦磨损特性的实验方法及设备[J].理化检验-物理分册，2001，（6）.

[3] 庄仃生.关节轴承的选用[J].木工机床，1996，（4）：30-32.

摩擦学性能 篇4

熔化焊是最常用的一类焊接方法, 其基本特

征是焊接时母材熔化而不施加压力。以电弧为热源的熔化焊方法最常见的有焊条电弧焊、埋弧焊、气体保护电弧焊以及等离子弧焊等[1]。焊接接头是组成焊接结构的基本要素, 采用熔化焊方法把金属材料连接起来的接头称为熔焊接头。关于熔焊接头, 许多学者已从力学性能、化学性能、电学性能、耐腐蚀性能等多方面进行了研究, 但微动条件下焊接接头金属的微动摩擦学性能研究未见文献报道。微动是两个接触表面间发生的位移幅度极小的相对运动, 其位移幅值通常在微米量级范围内[2]。微动一般存在于振动工况下的近似紧固的机械配合件中, 由微动导致的微动损伤如磨损、疲劳、腐蚀等受到人们越来越多的关注, 有人甚至用现代机械工业的“瘟疫”来形容微动带来的危害[3]。钢结构制造中金属连接不可避免地存在焊接接头, 而接头金属的性能对钢结构的安全运行至关重要。例如, 锅炉蒸汽管道、石油输送管道等使用的焊接钢管存在纵焊缝, 这些管道与其支撑材料间因管内流动的气体热胀冷缩或液体流动引起的振动导致管道与支撑材料间发生微动。因此, 开展焊接接头金属的微动摩擦学性能研究具有重要的实际意义。本文研究采用常见焊接方法得到的焊接接头金属的微动摩擦学性能, 为更全面合理地评价焊接接头性能提供理论基础和试验依据。

1 试验方法及试样制备

1.1焊件准备

分别采用单 (双) 丝自动埋弧焊、焊条电弧焊以及CO2气体保护电弧焊三种焊接方法, 按选定的焊接条件 (表1) 对三种母材16Mn、1Cr18Ni9Ti、Domex 700MC进行焊接, 均采用对接接头形式。其中, 单丝埋弧焊时, V形坡口, 坡口角度60°, 钝边高度5mm。双丝埋弧焊时, 焊丝沿焊接方向纵向排列, 间距70mm, 夹角10°。前丝采用直流电源供电, 直流反接, 后丝采用交流电源供电。表1中, 括号内数字为后丝电流值、后丝电压值和焊件背面用焊丝直径。V形坡口, 坡口角度60°, 钝边高度10mm。二氧化碳保护气体流量20L/min。试验用母材和焊接材料的主要化学成分见表2。焊后采用RT或UT等检验方法对焊件进行无损探伤。其中, 单丝埋弧焊时选用高锰高硅低氟熔炼焊剂 (HJ431) ;双丝埋弧焊时选用硅钙型烧结焊剂 (SJ301) 。

*坡口侧焊接电流。

1.2焊接接头

焊接是通过加热或加压或两者并用, 使被焊材料 (母材或工件) 达到原子间的结合而形成永久性连接的工艺。材料经焊接后发生组织和性能变化的区域称为焊接接头。焊接接头的形成过程主要涉及焊接热过程、固-液状态演变过程、焊接化学冶金过程和固态相变过程, 焊接热过程则是所有其他过程产生和发展的前提[4]。

焊接电弧热作用下的焊件上温度分布是不均匀的。电弧正下方的温度超过了母材金属的熔点, 固态母材发生熔化。电弧热量使焊丝金属熔化并以熔滴形式通过电弧空间向母材运动, 在母材上形成了具有一定几何形状的焊接熔池。随着焊接电弧的远离, 液态熔池凝固结晶形成固态焊缝 (图1) 。

焊接熔池的结晶过程也遵循晶核形成和长大的规律, 一般从熔池边界开始。焊缝金属的柱状晶是从半熔化的母材晶粒开始的, 形成联生结晶。紧邻焊缝的母材受焊接电弧热的作用, 未熔化但组织和性能发生了变化, 形成焊接热影响区。靠近熔合区的热影响区金属因经历了较高温度的焊接热循环, 晶粒长大, 而经历较低焊接热循环温度的热影响区金属晶粒被细化。

1.3试样制备

在检验合格的焊态焊接接头上截取试件。将从焊缝区、熔合区、热影响区以及母材等不同部位截取的金属制备成尺寸为10mm×10mm×20mm的微动试样。经SiC金相砂纸研磨后用金刚石抛光膏抛光, 得到摩擦表面粗糙度Ra不大于0.04μm的试样。根据本研究的需要, 从焊缝中心开始截取试样。第一个微动磨损试样与摩擦球的接触面位于焊接坡口二等分面 (焊缝中心) 上, 标注为WM-0, WM代表焊缝金属, 短线后面的数字表示距焊接坡口二等分面的距离。从焊缝中心向焊接热影响区侧顺次截取其余的试样, 各试样的接触面分别与前一个试样的接触面间隔0.5～2mm。

1.4微动试验

室温条件下, 在电液伺服式PLINT和DELTALAB-NENE DS20型微动磨损试验装置上进行微动磨损试验, 电子计算机在线采集试验数据。采用球/平面接触模式, 摩擦副上件摩擦球由GCr15材料加工而成, 直径为40mm, 硬度为60HRC, 表面粗糙度Ra为0.08μm, 摩擦副下件由焊接区不同部位金属制备的微动试样构成。选定微动试验参数为:法向载荷100N, 振动幅度20μm, 频率5Hz, 循环10 000次时自动停止。在此试验参数下, 微动处于完全滑移状态。

试验前, 试样表面用乙醇清洗, 然后将准备好的试样正确安装固定。试验后, 采用QUANTA 200型扫描电子显微镜观察试样上磨痕形貌, 用OLYMPUS-OLS-110共焦激光显微镜和AMBIOS XP-2型台阶仪测量磨痕几何尺寸。

2 结果与讨论

2.1摩擦特性

摩擦特性图描述了微动过程中摩擦力Ft、位移幅值D、循环周次N之间的变化关系, 是微动过程中最基本、最重要的信息, 焊缝金属的摩擦特性图见图2。

由图2a～图2c可以看出, 三种母材焊缝金属的摩擦力Ft、位移幅值D均呈准平行四边形, 微动处于完全滑移状态[5,6], 摩擦球与试样间每次循环时均发生相对滑移。不同循环次数下准平行四边形曲线的面积不同, 说明微动时相应循环次数下消耗的能量不同[7,8,9,10,11]。试验初期的准平行四边形包围的面积较小, 摩擦消耗的能量较低。摩擦开始后摩擦面间由无磨屑、形成磨屑到磨屑形成与排出达到平衡过程中, 摩擦面间摩擦行为发生了变化。当磨屑的形成和排出达到平衡时, 微动磨损进入稳定阶段, 准平行四边形的形状及其包围的面积基本保持不变。最大准平行四边形曲线对应于摩擦因数随循环周次变化曲线的峰值部分, 图2d给出了Domex 700MC钢接头不同部位焊缝金属摩擦因数随循环周次变化的情况。尽管摩擦因数随循环周次的变化情况相似, 试样WM-4金属则表现出了更好的耐磨能力, 而试样WM-8金属的耐磨能力介于两者之间。同时也表明焊缝不同部位金属摩擦特性存在差异。试验表明, 16Mn钢和1Cr18Ni9Ti不锈钢接头焊缝金属摩擦因数随循环周次的变化具有相同的规律。焊缝不同部位金属的摩擦特性存在差异, 这种差异也是焊接接头金属结晶组织不均匀性的客观反映 (图1) 。

2.2磨痕尺寸与形貌

试验后, 采用QUANTA 200型扫描电子显微镜对磨痕形貌进行观察。金属磨痕的宏观轮廓呈长短轴尺寸接近的椭圆形, 图3a给出了典型的光学显微镜照片。本试验条件下, 16Mn钢接头金属微动磨痕的长短轴几何尺寸介于400～700μm之间。从磨痕微观形貌 (图3b或图3c) 的SEM照片可以看出, 摩擦面上有明显的“犁沟”痕迹, 磨损是不均匀的, 局部有金属脱落的痕迹。

图4为三种材料焊接接头焊接热影响区金属磨痕形貌的SEM照片, FZ-4表示该试样的摩擦面距焊接熔合区金属中心的距离为4mm。与图3中相应材料的焊缝金属磨痕形貌比较, 磨痕形貌存在差异是明显的。表明同一焊接接头不同部位金属具有不同的微动摩擦学性能。

用OLYMPUS-OLS-110共焦激光显微镜和AMBIOS XP-2型台阶仪测量了试验后磨痕的几何尺寸、磨损的最大深度, 计算了磨痕面积和磨损体积。以16Mn和Domex 700MC焊接接头为例进行讨论。由图5a可见, 测量的16Mn双丝埋弧焊接头金属磨损深度值介于10.3～17.8μm之间, 最大磨损深度 (17.8μm) 在距焊缝中心4mm处, 最小磨损深度 (10.3μm) 为焊缝中心。相对而言, 磨痕面积的变化较小, 介于0.2～0.6mm2之间。同一焊接接头不同部位金属组织的细微差异是导致微动摩擦特性不同的原因之一 (图1) 。

图5c给出了Domex 700MC接头金属磨损最大深度、磨损体积的测量和计算结果。可以看出, 焊缝中心金属的磨损深度最小 (2.3μm) , 焊接热影响区金属 (距焊缝中心12mm) 的磨损深度最大 (5.4μm) 。磨损体积的变化相似, 磨痕面积变化较小。实际上, 磨痕面积值介于 (0.6～0.7) mm2之间。通过对同一焊接接头不同部位金属磨痕尺寸的测量及计算可知, 即使在同一接头的相同区域 (焊缝区或焊接热影响区) 内, 摩擦面仅相隔2mm, 金属磨损深度、磨痕面积、耗散能量以及磨损体积均存在差异。此外, 由图5a与图5c可知, 对于不同材料的焊接接头, 相同区域金属的微动磨损体积不同。因此, 微动磨损试验也为表征焊接接头微区金属的性能提供了新途径。

2.3磨损过程与机制

经历若干次微动循环后, 摩擦表面金属因加工硬化而脆化, 形成摩擦学白层[12,13]。白层上存在与滑移方向垂直、平行或成不同角度的微裂纹, 正是这些微裂纹的扩展、相交导致了金属呈块状或颗粒脱落, 金属脱落后形成了局部较深的凹坑, 此坑边缘又为随后微动循环过程中新的微裂纹的形成提供了有利条件。块状脱落的金属层厚度显然与深度方向上微裂纹扩展的长度有关。深度方向的裂纹越长, 脱落的金属层厚度越厚。微裂纹的长度在几个微米到十几个微米之间。脱落后的金属在随后的微动作用下被辗碎形成磨屑, 摩擦由原来的二体接触逐渐转变成有磨屑参与的三体接触[14,15,16]。金属的磨损优先始于耐磨性能最薄弱的部位, 此处也是微裂纹优先形成的部位。

若第三体 (磨屑) 的质量用mi表示, 脱落的颗粒量用Qs表示, 而Qw代表排出接触区的磨屑量, 则接触区内质量的平衡可以用下式表示[17]:

$\frac{\text{d}m{}_{\text{i}}}{\text{d}t}=Q{}_{\text{s}}-Q{}_{\text{w}}$ (1)

式 (1) 适用于焊接接头不同区域金属的微动磨损过程。由式 (1) 可知, 金属脱落形成的磨屑对微动磨损过程有直接的影响。当第三体质量mi保持一定时, 排出接触区的磨屑量 Qw增大时, 脱落的颗粒量 Qs必相应增大, 这意味着裂纹形成或扩展的速度增加, 磨损加剧。当黏着磨损机制占主导地位时, 磨屑阻碍了摩擦面的直接接触, 脱落的颗粒量Qs和磨损量变化dmi/dt减小, 排出接触区的磨屑量Qw相应减小。显然有利于减小以黏着机制发生的磨损。微动摩擦磨损是一个非常复杂的过程, 可能几种磨损机制 (如黏着磨损、磨粒磨损、疲劳磨损、腐蚀磨损等) 同时存在, 明显的犁沟痕迹, 图3b、图3c或图4b表明了存在磨粒磨损现象。

图5b给出了微动过程中GCr15摩擦球与16Mn钢接头金属相互接触的界面间耗散能量与循环次数的关系。其中, WM为焊缝金属, FZ为焊接熔合区金属, HAZ为焊接热影响区金属。可见, 不同循环周次下耗散的能量不同, 即准平行四边形包围的面积大小不同。耗散能量随循环周次的变化和摩擦因数随循环周次的变化具有相同的规律 (图2d与图5b) 。随着循环周次的增加, 微动耗散的能量增大, 达到峰值后减小, 最终趋于稳定值。微动刚开始时曲线包围的面积较小, 摩擦体之间相对滑动时耗散的能量较小。相对滑动使表面膜被去除, 随着表面膜的去除, 摩擦球与接头金属之间发生金属间的直接接触, 发生黏着, 摩擦因数增大, 准平行四边形包围的面积增加, 摩擦耗散的能量迅速增大。随着白层的形成、微裂纹的生成及其扩展, 金属脱落, 脱落的金属被碾碎形成磨屑, 摩擦由原来的二体接触转变为有磨屑参与的三体接触。因磨屑对摩擦体表面的保护作用, 黏着受到抑制, 摩擦因数减小, 循环时耗散的能量减小。磨屑连续不断地形成和排出摩擦区, 当磨屑的形成和排出达到平衡时, 微动磨损进入稳定阶段, 每次循环耗散的能量趋于稳定值。

3 结论

(1) 三种钢熔焊接头金属的微动磨痕宏观轮廓均呈长、短轴尺寸接近的椭圆形, 摩擦面上存在与滑移方向成不同角度的微裂纹, 微裂纹的扩展、相交导致金属脱落, 形成凹坑。

(2) 耗散能量随着循环周次的增加由小到大, 达到峰值后减小, 最终趋于稳定值。摩擦因数随循环周次的变化具有与耗散能量变化相同的规律。

(3) 不同材料焊接接头相同区域或同一焊接接头不同部位金属具有不同的微动摩擦学性能。

微动磨损试验为表征焊接接头微区金属的性能提供了新途径。如何将微动摩擦学性能与焊接接头性能结合起来, 更合理地表征焊接接头金属微区性能有待于今后继续进行研究。

摩擦学性能 篇5

在一般情况下，搅拌摩檫焊焊接接头的力学性能，大约与母材和MIG焊接接头性能相当，

(一)接头的抗拉强度和弯曲性能最近英国焊接研究所(TWI)认为，、5000、7000等系铝合金的搅拌摩檫焊焊接接头的常态强度与母材等强度，但也有的低于母材。表2-2给出了铝合金搅拌摩檫焊焊接接头的力学性能数据。表2-2铝合金的搅拌摩檫焊焊接接头的拉伸试验结果注：PM-断裂在母材，WM-断裂在焊缝，HAZ-断裂在热影响区，HAZ/ PM-断裂在热影响区和母材交接处Kluken等对采用各种焊接方法和搅拌摩檫焊焊接的A6005铝合金接头的静态强度进行了比较，从表2-2中可以看出，等离子弧小孔焊焊接接头的抗拉强度值最高，为194MPa;搅拌摩檫焊最低，为175Mpa，而接头的延伸率却最高，为22%。但是搅拌摩檫焊焊接接头没有气孔、裂纹等缺陷。2000系铝合金的搅拌摩檫焊焊接接头，断裂发生在热影响区。铝合金分为热处理型和非热处理型。对于热处理型合金来说，采用熔焊时，焊接接头性能发生改变是一个大问题。飞机制造用的2000、7000系硬铝，时效后进行搅拌摩檫焊，或搅拌摩檫焊之后进行时效处理，两者焊接接头的静态抗拉强度约为母材的80~90%。6000系的6N01-T6铝合金广泛用于日本的铁路车辆制造。焊接和时效处理顺序对机械性能有很大的影响。表2-3是12mm的6No1-T6铝合金在大气中和水冷中进行搅拌摩檫焊，焊接接头的抗拉强度试验结果。从试验结果可以看出，经时效处理后，焊接接头的抗拉强度得到了提高。表2-3焊接中冷却方式和时效处理对抗拉强度的影响摩擦焊的焊接强度和板厚的关系:特别是在水冷中焊接的试件经时效处理后，改善效果最为显著。这是因为，水冷使软化区变小，采用这样的时效处理，硬度回复效果特别好。在一边水冷一边进行搅拌摩擦焊的情况下，接头强度的大小和被焊金属的厚度有关，如图2-26所示。随着板厚的增大，接头强度下降。图2-26 6No1-T6铝合金在水冷中搅拌图搅拌摩擦焊焊接焊头的弯曲试验，与电弧焊接头弯曲试验不同，弯曲半径为板厚的4倍以上。试验结果表明，在这样的试验条件下，无论是铝及其合金还是钢的搅拌摩擦焊焊接焊头的180o弯曲性能都很好。由于搅拌摩擦焊是单道焊，被焊母材是被固定在垫板上。焊接时，为了避免搅拌头的搅拌指棒与垫板接触，搅拌头的搅拌指棒长度往往稍微比被焊金属厚度小一些，从而造成被焊金属的背面留有一定的间隙，它导致焊接接头在背弯试验时背面张开，相当于熔化焊的根部欠陷。如果焊缝根部有缺陷，可用砂轮将焊缝根部缺陷处轻轻打磨平。(二)接头的硬度搅拌摩擦焊接接头的硬度，由于被焊金属及时效方法等不同，焊接接头的硬度分布不同。图2-27表示出了6No1-T5铝合金FSW接头的硬度分布，并与MIG焊接头的硬度分布进行比较。从图中可以看到，搅拌摩擦焊焊接接头的硬度比较高。图2-27FSW与MIG焊焊接接头硬度分布材料时效有自然时效和人工时效之分。对A及7075铝合金搅拌摩擦焊焊接接头焊后进行了9个月自然时效，自然时效初始2个月硬度回复速度剧烈，经自然时效9个月后，2014A及7075铝合金焊接接头都没有回复到母材的硬度值，但7075铝合金焊接接头硬度的回复大。图2-286063-T5铝合金搅拌摩擦焊焊接接头人工时效硬度的变化图对于人工时效来说，板厚6mm的6063-T5铝合金搅拌摩擦焊接头，经过人工时效的硬度的分布变化如图2-28所示。由图可知，在175oC下保温2小时后接头硬度几乎达到了母材的硬度;人工时效12小时后，一部分处于过时效状态，人工时效处理促使焊缝金属中的针状析出物和β/相析出，导致接头硬度的恢复。(三)疲劳强度与TIG和MIG等熔焊方法相比较，铝合金的搅拌摩擦焊焊接接头的疲劳性能具有明显的优势。其原因有二:1、因为搅拌摩擦焊的焊缝材料经过搅拌头的摩擦、挤压、顶锻得到的是精细的等轴晶组织;2、由于焊接过程是在低于材料熔点温度条件下完成，焊缝组织中没有熔焊经常出现的凝固偏析和凝固过程中产生的缺陷。搅拌摩擦焊焊接接头综合性能优良。对于不同材料的铝合金如A12014-T6、A12219、A15083-O、A17075等的搅拌摩擦焊焊接接头的疲劳性能研究表明，铝合金材料的搅拌摩擦焊焊接接头的疲劳性能均优于熔焊接头，其中A15083-O铝合金的搅拌摩擦焊焊接接头的疲劳性能完全可以达到与母材相同的水平。系列疲劳试验结果表明，铝合金的疲劳性能指标远超过工业设计熔焊标准。等人在悬臂拉伸的疲劳试验(应力比为0.5)中得到了与6005-T4母材几乎相同的S-N曲线图。搅拌摩擦焊焊接接头的疲劳破坏处于焊缝上表面位置，而熔化焊焊接接头的疲劳破坏则处于焊缝根部。图2-29显示出了板厚为40mm的6No1-T5铝合金搅拌摩擦焊焊接接头，应力比为0.1的疲劳性能试验结果。试验结果表明，107次疲劳寿命达到母材的70%，即50MPa，此值为激光焊、MIG焊的2倍。图2-296No1-T5铝合金各种焊接方法的疲劳强度为了确定6No1S-T5的铝甲板构造物的疲劳强度，疲劳试件进行了比较大的改造，进行了箱型梁疲劳试验。试件为宽200mm、腹板高250mm的异型箱型断面，长2m。图2-30给出了这一试件的疲劳试验结果。在106次以上疲劳强度降低。但大于欧洲标准Eurocod 9的疲劳强度极限的一倍以上。同一研究者做的20mm宽的小型试件的结果，在图中用点线标出的曲线，显示出同样的疲劳强度降低的现象。与大型试件相比较，下降的程度小。梁翼板由于受拉伸载荷作用，其搅拌摩擦焊焊缝产生疲劳龟裂。图2-306No1S-T5的铝甲板构造物的疲劳强度图(四)冲击韧度和断裂韧度对板厚为30mm的5083-O铝合金，在焊速为40mm/min规范下，进行了双道搅拌摩擦焊，用焊得的接头制备了比较大型试件，进行了接头的低温冲击韧性试验，试验结果如图2-31所示。图2-315083铝合金搅拌摩擦焊接头的冲击试验结果无论是在液氮温度，还是液氦温度下，搅拌摩擦焊接头的低温冲击韧性都高于母材，断面呈现韧窝状。而MIG焊焊接接头在室温以下的低温冲击韧性均低于母材。同时采用KIC来评价接头的断裂韧性，与冲击韧性实验一样，搅拌摩擦焊接头的断裂韧度值高于母材，而在低温下发生晶界断裂。一般来说，铝的搅拌摩擦焊焊缝金属承受载荷的能力，等于或高于母材在垂直于轧制方向的承载能力。板厚为5mm多种铝合金的搅拌摩擦焊接头，在室温下做了尖端裂纹张开位移CTOD(δ5)试验，其结果如表2-4所示。表2-4各种铝合金的搅拌摩擦焊接头断裂韧性值断裂韧性试验采用在通常尺寸的试件(CT50，a/w为0.5)上预先开一疲劳尖端裂纹。从表中可见搅拌摩擦焊焊缝区都有良好的断裂韧性。7020铝合金搅拌摩擦焊的焊缝区，尖端张开位移CTOD最高值大于母材的0.39mm。而2024硬铝合金搅拌摩擦焊的焊缝区CTOD最高值稍微低于母材。搅拌摩擦焊的焊缝区具有良好的断裂韧性，其原因是搅拌摩擦焊的焊缝组织晶粒细化的结果。(五)应力腐蚀裂纹7000系硬铝是制造飞机用的材料。对其以下两种工艺的搅拌摩擦焊接头，进行了应力腐蚀裂纹试验，一是先时效后进行搅拌摩擦焊;二是先搅拌摩擦焊后进行时效处理。试验结果表明，焊后时效处理的焊缝组织中析出许多微细的η′相，具有良好抗应力腐蚀裂纹的性能;而先时效后再进行搅拌摩擦焊时，由于焊缝组织中析出的微细η′相，再固溶时产生溶解，因而焊缝产生了应力腐蚀裂纹。

摩擦学性能 篇6

摘要：在苯酚预聚物中分别添加其质量分数为1。5%的纳米蒙脱石（M）和坡缕石（P），原位聚合了2种酚醛树脂（分别记为PF/M和PF/P）。用热分析仪对其进行了TG分析。将合成的PF/M和PF/P为基体分别制备半金属摩擦材料，按照GB5763—2008在XDMSM定速式摩擦磨损试验机上进行摩擦学性能测试。结果表明：纳米粒子份数为1。5% PF/M的耐热性及其摩擦材料的摩擦学性能均明显优于未有纳米粒子复合的PF和PF/P，在600 ℃时PF/M残炭率较PF/P高4%，较PF高12%，所制备的摩擦材料试样的抗热衰退温度较PF/P和PF树脂摩擦材料分别提高约50 ℃和100 ℃，且摩擦因数稳定，350 ℃高温时段的磨损率较FP1。5和F0。0分别降低16。8%和27%。

关键词：复合材料；纳米蒙脱石（M）；纳米坡缕石（P）；酚醛树脂（PF）；摩擦材料性能

中图分类号：TH117。1 文献标识码：A

蒙脱石（Montmorillonite）、坡缕石（Palygorskite）为含水的铝、镁硅酸盐矿。蒙脱石为简单层状二维纳米铝硅酸镁盐矿物，素有“万能粘土”之称，它的晶体结构是由两层四面体中间夹一层铝氧八面体组成，四面体和八面体共用氧原子联结，四面体的角顶均朝一个方向，因此称蒙脱石矿物为2∶1型粘土矿物＼[1＼]；坡缕石为链层状镁硅酸盐，但四面体角顶每隔一定周期做180°翻转，晶体为纤维状一维纳米棒晶，晶体呈多孔结构，故比表面积很大。由于两种矿物本身特殊的纳米结构和物化性质，使其应用领域十分广泛，尤其是利用该纳米层状和棒状结构的各向异性对聚合物增强、增韧和耐热改性，制备成聚合物/硅酸盐矿复合材料获得优异的性能得到应用＼[2＼]。本文将纳米蒙脱石（简称纳米M）和纳米坡缕石（简称纳米P）用于摩擦材料酚醛基体树脂（PF）改性，利用无机纳米材料的耐热性能以及各种效应，制备纳米PF/M，PF/P复合材料，进一步提高基体树脂的耐热性能，制备高性能的摩擦制动材料，以满足现代运输机械对制动材料的高速、重载以及环保等要求。

湖南大学学报（自然科学版）2015年

第10期蔡家斌等：纳米蒙脱石和坡缕石复合PF基摩擦材料性能

目前将纳米M应用于摩擦材料基体树脂改性方面的研究还鲜有报道，本研究是在苯酚预聚物体系中分别添加质量分数为1。5%的纳米M和纳米P复合成PF/M和PF/P树脂，将其作为粘结相制备半金属摩擦材料，对比评价二者对半金属摩擦材料的抗热衰退性和摩擦磨损性能的改善效果及作用机理。

1试验部分

1。1PF/P和PF/M的合成

1。1。1主要原料与仪器

主要原料与试剂：纳米蒙脱石（M）（浙江丰虹粘土华工有限公司生产），粒径为25 nm；0维纳米坡缕石（P）（自制＼[3＼]）；苯酚，多聚甲醛（化学纯，重庆川江化学试剂厂），KH550硅烷偶联剂。实验用反应装置与仪器：回流聚合反应系统，ZXZ2抽真空系统，ZDHW电热套；SETARAM TGDSC9216热分析仪，JEM2000FXⅡ型高分辨率透射电镜，WGH30/6 型双光束红外分光光度计（IR）。

1。1。2纳米M和纳米P的表面修饰

先将一定量的纳米M和纳米P粉体分别在热干燥箱内250 ℃条件下加热4 h脱去吸附水，称取一定量的KH550偶联剂配置成5%的乙醇溶液，将该KH550乙醇溶液分成2份，分别在其中加入一定质量的纳米M和纳米P形成分散体系，将该2组体系超声分散20 min，然后在磁力搅拌器上以1 200 r/min的转速，并保持60 ℃的恒温搅拌反应45 min，分别得到KH550修饰的纳米M和纳米P体系。将该反应体系抽真空过滤，实现固液相分离，最后将分离出来的固相纳米M和纳米P烘干备用。

1。1。3PF/M和PF/P的合成

PF/M和PF/P合成的工艺参数基本相同。在装有电动搅拌器、分水回流冷凝管及温度计的三口烧瓶中投入摩尔比为10∶1的熔化的苯酚和桐油以及适量的催化剂等在高速搅拌下加热至100～110 ℃，保持反应1～3 h，回流分水，脱出馏出物获得缩合物桐油酚酯，桐油的加入是为了提高树脂摩擦材料的韧性和自润滑性。将该桐油酚酯温度降至80 ℃左右，并分成3组，其中2组分别添加相当于苯酚质量分数1。5%的经上述制备的KH550修饰的M和P纳米粒子，经过超声分散30 min得到桐油酚酯/M和桐油酚酯/P的混合体系。将2种体系均加热至60 ℃，边搅拌边添加多聚甲醛（多聚甲醛与苯酚的摩尔比为1。2∶1）和草酸催化剂等，加热温度升至110 ℃保温2 h，然后抽真空脱去低分子、低沸点物质，使温度升至120 ℃时出料。然后将出料样品进行凝胶测试，凝胶化时间在160 ℃时为1。5 min，即分别获得纳米M和纳米P含量1。5%的原位复合A阶热固性酚醛树脂，其试样代号分别为PF/M1。5和PF/P1。5。另一组桐油酚酯直接与多聚甲醛在上述同样条件下合成为单一相的酚醛树脂，作为对照组，代号为PF0。0。

1。2摩擦材料性能测试

1。2。1摩擦试样的制备

1）设备与原料：混料机、热模压固化设备、热处理箱、试样切割机；摩擦试样原料为自制备的酚醛基体树脂、钢纤维、重晶石、铜纤维等，试样主要组分及其编号见表1。

表1摩擦材料试样编号及主要组分的基本配方

Tab。1Basic formula of the main components of friction

material samples （mass fraction/%）

摩擦试

样编号基体

树脂

质量分数/%

钢纤

维

铜纤

维

铜粉

泡沫

铁粉

复合

纤维

重晶

石粉

其

他

F0。0

PF0。0（12）

11

3

4

6

6

10

48

FM1。5

PF/M1。5（12）

11

3

4

6

6

10

48

FP1。5

PF/P1。5（12）

11

3

4

6

6

10

48

2）摩擦试样的制备工艺：将上述自合成的PF0。0，PF/M1。5，PF/P1。5分别溶于乙醇溶剂配置成固体含量为1/3的3组溶液，将该3组溶液分别与表1中自研制的半金属摩擦材料原材料进行湿法混合，把混合后的体系在温控烘箱内80 ℃温度下干燥10 min除去溶剂和低分子物质，将初步干燥的混料体系参照文献＼[4＼]所提供的热压成型、热处理以及机械加工的工艺参数进行摩擦试样制备，所制备的3组摩擦试样编号如表1所示。

1。2。2测试条件与过程

摩擦材料的摩擦因数、磨损率等摩擦学性能测试按照GB5763-2008《汽车用制动器衬片标准》标准在XDMSM定速式摩擦试验机上进行，试验机摩擦盘转速为500 r/min，压力为0。98 MPa，以50 ℃为间隔，分级从100 ℃加热至350 ℃，每隔50 ℃运转5 000转，自动记录计算运转中的摩擦因数并测量运转后各温度阶段的磨损率，观察摩擦因数曲线变化，判定热衰退温度点。

2结果与分析

2。1纳米M与纳米P的修饰效果

2。1。1IR分析

经过硅烷偶联剂KH550表面修饰的M和P纳米粒子用0。1%的水杨醛乙醇溶液萃取后，M粒子在IR红外吸收光谱出现了2 925 cm-1，2 850 cm-1和1 470 cm-1处的新吸收峰，如图1所示。其中2 925 cm-1的吸收峰是亚甲基反对称C—H伸缩振动峰，2 850 cm-1是亚甲基对称C-H伸缩振动峰，表明KH550与M纳米粒子的表面发生作用形成了化学键合，如图1与图2所示。P粒子改性后在2 927 cm-1和2 852 cm-1处也产生了新的吸收峰，这是坡缕石表面KH550的C-H吸收峰；1 458 cm-1的振动吸收与甲基有关；1 039 cm-1处对应于Si-O-Si的伸缩振动峰明显加强，3 421 cm-1处坡缕石中吸附水的羟基吸收峰也略有减弱，说明坡缕石表面与偶联剂之间发生脱水缩合，使坡缕石表面结合有机基团，导致化学键的改变。

该作用机理是蒙脱石和坡缕石亲水性表面的羟基与水解后的KH550亲水基团发生缩合反应，而疏水端基团悬挂于表面，使M和P表面具有亲油性，提高了与树脂的亲和性，因“相亲相溶”而在树脂中均匀分散。

波数/cm-1

图1纳米M红外光谱图

Fig。1Infrared absorption spectrum of nano M

波数/cm-1

图2纳米P红外光谱图

Fig。2Infrared absorption spectrum of nano P

2。1。2分散表征

M和P纳米粒子在PF中的分散状态如图3所示。从图中可以看出，纳米M与纳米P粒子大部分都在100 nm以内，满足下面作为纳米粒子复合树脂试验的要求。

2。2PF/M1。5和PF/P1。5的热失重分析

图4为PF/M1。5，PF/P1。5和纯PF0。0热失重（TG）的变化曲线。经M和P纳米粒子复合的树脂高温区（400 ℃以上）热失重均小于PF，即耐热性高于未复合的PF。在600 ℃时，PF/M1。5比PF/P1。5残碳率多4%，比PF0。0多12%。纳米M复合树脂耐热性提高的主要机理是：该矿物是具有较高耐热性的层状硅酸盐，在860 ℃左右仍存在放热效应，才开始逐步转换为新物相结构 ＼[5＼]，故具有很好的高温化学稳定性。纳米M在高聚物中形成化学界面，在高温阶段产生微裂纹（银纹）＼[6＼]，银纹扩展成宏观裂纹直至形成磨屑脱落需要吸收较多的能量＼[7＼]，本研究PF中纳米粒子分散性良好、且与树脂结合强度高，则高温时银纹密度增加，其扩展需要吸收更多的能量，从而延缓了树脂的分解、气化，使得复合树脂PF/M1。5的耐热性得到较明显的提高。而纳米P与纳米M在物化性质方面有诸多的相似性，故复合的PF/P1。5耐热性也明显高于PF0。0，但由于坡缕石的内孔道多，吸附水含量较大，不易除去，表面存在较多的Lewis酸，易产生低聚物，故PF/P1。5耐热性低于PF/M1。5。

（a） PF/M1。5（b） PF/P1。5

图3M和P纳米颗粒在树脂中的TEM表征

Fig。3The TEM characterization

of nanoparticles M and P in the PF

T/℃

图4不同树脂热失重（TG）对比图

Fig。4Thermal weight loss （TG） contrast

of the kinds of resins

2。3摩擦性能测试结果与分析

2。3。1摩擦因数与磨损率测试结果

图5为各试样摩擦因数的测试数据，从中可以看出，在200 ℃温度以内各试样摩擦因数均随温度呈单调上升趋势，但FP1。5的摩擦因数明显偏低。F0。0试样的温度为200～350 ℃时，摩擦因数下降较快，从0。5降至0。33，表明在200 ℃时有衰退的迹象； FM1。5和FP1。5试样温度在250 ℃以上摩擦因数下降速率要小得多，抗热衰退能力有明显提高，尤其是FM1。5抗热衰能力极强，在300 ℃时摩擦因数仍未见下降，350 ℃时仅下降0。05。

图6为各试样在不同温度段的磨损率。各试样磨损率随温度的变化趋势基本相同，即随温度的上升磨损率单调增加。F0。0试样在各温度段的磨损率最高，FM1。5的磨损率最小，FP1。5居中，可见PF树脂中纳米M抗磨损率明显优于纳米P。在350 ℃高温段，试样FM1。5，FP1。5和F0。0的磨损率分别为0。84，1。01和1。07。

T/℃

图5各试样在不同温度下的摩擦因数

Fig。5Friction coefficient of samples

in different temperatures

2。3。2摩擦因数衰退和磨损分析

1）热衰退分析。在高温下，由于摩擦材料表面层包括粘接相树脂、有机纤维等耐热性较差的有机组分，故易发生软化或分解碳化甚至汽化，摩擦接触面受“软化物质”和碳化微粒以及汽化物质等介质润滑的影响，从根本上改变了低温时固体硬表面接触的状态，致使摩擦因数下降而发生衰退。摩擦材料中粘接树脂所占比例大约为14%左右，其耐热性越高，软化和碳化的程度越低，越不易发生摩擦因数衰减的热衰退，反之热衰退越易发生。FM1。5试样所用的PF/M1。5树脂耐热性最强，故其热衰退临界温度点最高，而耐热性差的PF0。0树脂制备的试样F0。0抗热衰能力最差，FP1。5居中。这是由于树脂基摩擦材料的抗热衰退性能主要取决于树脂的耐热性＼[8-9＼]。

T/℃

图6试样磨损率随温度的变化

Fig。6Wear rate of samples at different temperatures

2）磨损机理分析。从图6可以看出，FM1。5摩擦试样的磨损率明显小于F0。0试样。在低温阶段（100～200 ℃），FM1。5，FP1。5与F0。0磨损率相差不大，这是由于低温度范围内各试样表层的强度相当，复合树脂的耐热性优势尚未能体现，各试样的磨损类型属于受热影响较小的常规磨粒磨损和粘着磨损，致使磨损率较低、相互差异很小。随着温度上升，M和P纳米粒子复合树脂的摩擦试样磨损率均低于未复合的PF0。0树脂的摩擦试样，抗磨性明显提高，其中FM1。5的抗磨性能最佳，全程各阶段磨损率均明显低于F0。0和FP1。5，在350 ℃高温阶段磨损率较F0。0和FP1。5分别降低27%和16。8%。半金属摩擦材料在高温阶段运行时，以粘着和疲劳磨损为主＼[10-11＼]，由于M纳米微粒复合的树脂FP/M具有较高的耐热性，其软化、分解、碳化温度点高，故在相同的高温下，粘着趋势小、分解碳化过程较弱，因此分解碳化转移的材料也较少，磨损率下降。在高温下摩擦试样往往出现疲劳剥落，这是由于表面受反复的磨粒或微凸点的机械作用以及热作用易形成疲劳裂纹而造成疲劳磨损。疲劳裂纹萌生和扩展过程主要发生在摩擦试样表层的粘接树脂与增强相的界面上，当裂纹扩展到临界尺寸时，增强相或其他组分将发生脱落转移，成为疲劳磨损。M纳米粒子与树脂原位复合后界面银纹的产生和扩展，需要吸收更多的能量，限制了裂纹扩展。

图7为摩擦试样摩擦运行后的表面形貌SEM照片，其中，F0。0和FP1。5表面有剥落坑出现，是明显的疲劳剥落形态。F0。0表面材料脱落后呈宽

（a） F0。0

（b） FP1。5

（c） FM1。5

图7试验后的试样表面SEM图

Fig。7Surface SEM morphology

of samples after the abrasion

带状沟痕，脱落的面积较大，是由于摩擦材料的粘着和疲劳较严重导致较多的增强纤维和填料脱落而引起的；FP1。5 表面可见到一定数量的短脱落坑，材料转移量较小；FM1。5表面有少许不明显的浅凹坑，材料脱落很轻微，表明FM1。5比FP1。5和F0。0的抗粘着和疲劳磨损能力高，PM1。5在摩擦运行中依然和其他组份保持较高的内聚强度和抗磨损性能。

3结论

1）M，P纳米粒子经KH550修饰与PF原位复合后与树脂之间形成化学键合的过渡界面，在体系中分散性良好。M粒子在界面结合和分散状态方面好于P粒子。

2）当M和P质量分数为苯酚1。5%时，所合成制备的PF/M1。5和PF/P1。5树脂的耐热性较PF0。0树脂有明显的提高，PF/M1。5的耐热性能相对最佳，在600 ℃时，其残留物比PF/P1。5和PF0。0分别提高4%和12%。

3）用PF/M1。5复合树脂制备的摩擦试样FM1。5摩擦学性能获得显著提高，抗热衰退温度分别比FP1。5，F0。0提高50，100 ℃左右，350 ℃高温阶段磨损率比FP1。5和F0。0分别降低16。8%和27%。

4）含M，P纳米粒子复合树脂的摩擦试样中，其抗热衰能力的提高主要源于粘接相复合树脂的耐热性能的提高；抗高温磨损能力的改善是由于无机M和P纳米粒子在树脂中产生的银纹吸收了体系的能量，阻缓了疲劳裂纹的产生和扩展，使疲劳磨损被抑制进而使磨损率下降。层状二维纳米材料蒙脱石对PF复合改性后，其耐热性和相应的摩擦材料抗磨性高于纤维状的坡缕石一方。

参考文献

摩擦学性能 篇7

摩擦材料的金属基体主要有铜基、铁基和铜铁基3种[1]。采用粉末冶金烧结法制备金属基摩擦材料成本低、工艺简单,无偏析,组织均匀且加工性能良好,有着广泛的应用前景。汽车件金属基摩擦材料内组元对其制动性能具有很大的影响,为了降低制动的磨损率,通常要在其中添加润滑组元。目前,对热压烧结方法制备Fe-C和Cu-C的摩擦材料研究较多[2,3,4],而对以感应加热烧结法制备Fe-Cu-Al-石墨复合材料的研究则较少。

本工作采用感应加热烧结方法,以铁铜铝合金为基本粉末,通过添加润滑组元石墨制备了Fe-Cu-Al-石墨复合材料;分析了石墨含量对复合材料组成、力学性能、摩擦学性能和摩擦学机制的影响。

1 试验

1.1 感应烧结工艺

基本粉末的构成及性能指标见表1。将2%,4%,6%,8%的石墨粉末掺入基本粉末中;机械搅拌2 h;在500 MPa压力下成型;将压坯与钢背贴好,于1 100℃感应加热烧结,加热频率35 Hz,速度50℃/min,烧结压力5 MPa,保温后冷却,冷速6℃/min。制得的复合材料尺寸为Φ20 mm×2 mm。

1.2 复合材料性能测试

按照ASTM规定测量复合材料的密度和孔隙率。以WJ-10型万能试验机测量其抗压强度(加载速度100 N/min)。利用洛氏硬度仪测量表面硬度。以MRH-3高速环块磨损试验机测试其摩擦系数:转速为600 r/min,载荷为25,50,75,100 N,时间10 min;对偶件为20CrNiMO(淬火钢,硬度70 HRC)。利用0.1 mg精度的JA2003N电子天平测量试样和对偶件的磨损质量。利用D/Max-utluma+型X射线衍射仪(XRD)和EX-250型能量分散型X射线分析装置(EDS)测定其成分。利用XL-30型SEM和MRH-3摩擦磨损试验机分析试样和对偶件的表面形貌和磨损机制。

2 结果与讨论

2.1 石墨含量对复合材料力学性能的影响

复合材料的力学性能主要取决于材料孔隙率的大小和分布。表2为Fe-Cu-Al-石墨复合材料中石墨含量对其力学性能的影响。从表2可以看出:随着石墨含量的增加,孔隙率先降低后略有升高,密度、硬度和抗压强度则先升高后降低。复合材料孔隙率的变化规律也可以从图1得到证实:图1a为不含石墨,材料中具有大量分布不均匀的孔隙,其密度、硬度和抗压强度也较小;图1b为石墨含量4%时,复合材料中孔隙分布均匀,且孔隙率最小;图1c为石墨含量6%时,复合材料孔隙率变大,孔隙分布趋于不均匀,其硬度和抗压强度降低。

2.2 石墨含量对复合材料摩擦学性能的影响

粉末冶金金属基固体自润滑材料的摩擦磨损性能取决于基体的组织性质、材料的孔隙率、固体润滑剂及其润滑特性等,同时也与对偶件的摩擦作用有关[5]。其摩擦学性能的优劣体现在:稳定的高摩擦系数;较小的自身磨损和对对偶件较小的摩擦作用。基本金属粉末中加入固体润滑剂可明显改善材料的耐磨性[6]。如果材料本身含有固体润滑剂,运动时的热和摩擦作用,会在对偶件的表面形成一层较为稳定的润滑膜,起到润滑和减磨作用[7]。

2.2.1 摩擦系数

图2为2种载荷作用下,不同石墨含量复合材料的摩擦系数变化曲线。由图2可见:初始阶段摩擦系数均较小(0.15～0.25),这是因为干摩擦初期,接触摩擦发生在对偶件表面和复合材料表面氧化物层之间;随着摩擦的进行,复合材料表面的氧化物层被消耗、破损和剥离,成为金属与对偶件间的摩擦;在摩擦距离超过100 m后,短期内摩擦系数约从0.35增至0.60,之后趋于平稳;石墨含量为4%时,复合材料的摩擦系数最小,石墨含量增到8%时,摩擦系数明显增大。

2.2.2 磨损率

在25～100 N载荷下,不同石墨含量复合材料和对偶件的磨损率见图3。从图3可以看出,添加石墨的复合材料和对偶件的磨损率比基体的低:石墨含量为4%复合材料的磨损率最低,超过4%时,复合材料的孔隙率增大,对应的摩擦系数升高,硬度和抗压强度降低。摩擦时,复合材料中的石墨转移到对偶件表面形成了自润滑膜,降低了其磨损率。

从摩擦系数和磨损率综合来看,添加石墨后复合材料的摩擦系数略有降低,但磨损率的减少更有利于发挥复合材料的摩擦学性能。

2.3 石墨含量对复合材料摩擦学机制的影响

图4为50 N作用下不同石墨含量复合材料干摩擦后的磨损形貌。

图4a显示:基体材料表面的犁沟宽而深,且有较浅的粘着坑,对应的摩擦系数和磨损率较大。这主要是接触点的应力较大,在个别突起处形成了焊合,而发生了粘着磨损;同时,材料表层的摩擦组元颗粒在切削力的作用下发生剪切变形,部分脱落而被碾成磨屑产生犁沟[8],焊合点的撕裂导致磨损表面出现凹坑。

图4b显示:添加石墨后复合材料表面的磨损犁沟明显变窄、变浅,甚至消失,对应的摩擦系数和磨损率也大大降低。这是因为石墨具有自润滑特性,在复合材料中一部分与基体反应生成铁碳合金,未参与反应的部分在摩擦过程中,从材料中剥离出来填充到复合材料的空隙处,大大降低了粘着磨损;同时,在摩擦热和接触应力的作用下,复合材料和对偶件表面相互碾压形成黑色釉质膜,在摩擦过程中石墨剥离并与基体元素一起形成自润滑膜,修复和补充了润滑膜,因而复合材料在干摩擦下仍具有较好的抗磨性能,其磨损机制从粘着磨损变为磨粒磨损。

图4c显示:石墨含量较高时,复合材料的密度减小,结合强度减弱,孔隙率升高,导致磨损率明显增大。这是因为复合材料中石墨含量过高时,磨损过程中从材料中脱落后,不能靠自耗来补充和提供固体润滑剂而修复被撕裂或划伤的润滑膜;同时,润滑膜在自然冷却过程中出现了龟裂现象,所以磨损严重。

3 结论

(1)用感应加热烧结方法制备多孔结构的Fe-CuAl-石墨复合材料,其中石墨的含量改变了复合材料的孔隙率、密度和硬度,降低了其摩擦系数和磨损率。

(2)复合材料中石墨含量增加后,少量部分与基体形成铁碳合金增加了复合材料的硬度,其余大部分存在于复合材料的空隙中起着润滑作用。在摩擦过程中,复合材料与对偶件磨损表面形成了黑色釉质润滑膜,对复合材料起到了减摩作用,使复合材料的磨损机制由粘着磨损变为磨粒磨损。

(3)石墨含量为4%时,复合材料表面摩擦时润滑膜达到了动态平衡,最为致密,摩擦性能最佳,但石墨含量不宜过高(应小于8%)。否则,复合材料的摩擦性能会变差。

参考文献

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摩擦学性能 篇8

石墨材料有半金属的称号,兼有金属、非金属以及有机塑料的特性,具有优良的导热性、导电性、耐高温性、化学稳定性、自润滑性、可塑性等［１］。石墨材料被广泛用来制造泵及阀的部件,如保护套、支座、防暴器、密封环、活塞环、轴承等,已成为机械制造工业中的通用材料之一［２］。

石墨在某些特殊领域处于不可替代的地位,如服役于高温或超低温、强腐蚀介质中的有润滑要求的部件［２］。国内外某些先进的热动力发动机大都采用浸银炭石墨复合材料加工成配气阀座［３］。另外,因石墨材料具有优良的核性能［４］, 如良好的快中子减速和反射性能(热中子吸收截面小),以及在高温下机械强度高、热稳定性好(导热系数大、热膨胀系数小)、机械加工性能好等特点,所以很早就被应用于原子反应堆作为减速材料和反射材料等［２］。在高温气冷堆的堆芯中, 除了少量燃料、控制材料、金属连接导管外,基本上全部为石墨类材料,如导管、支撑构件、反射层、燃料元件等［５，６］。俄罗斯的核主泵的水润滑推力轴承和导轴承大部分使用硅化石墨材料［７］。

1石墨的结构特点

1.1石墨的晶体结构

石墨在晶体学上的分类属于六方晶系。石墨晶格是六角环形片状体的层叠结构。此六角环形片状体为二维空间内的网状平面,碳原子在网面的结点上排列成正六角形。此网状层片有序叠放形成三维空间结构,相邻层片保持错开, 排列成AB、AB……的密堆积六方结构。

石墨晶体有两种表面:基面和棱面。平行于六角形碳原子共价键的表面为基面,垂直于基面的表面为棱面。当棱面的碳原子含有未成键的自由电子(如位于石墨晶体的表面), 活性很高,其表面能为基面表面能的50~100倍［８］,这种棱面极易发生气体吸附。棱面的这种性质对石墨材料的摩擦磨损性能有重要的影响。

石墨晶格中有两种缺陷,一种是在六角形网格的边缘, 空着的原子键可能与H、OH、O等杂原子或原子团结合,提高石墨化程度可减少这种网格边缘上的杂原子;另一种是空洞缺陷,即在六角环形网格中出现局部断裂的C-C键,这种空洞缺陷区域的碳原子比其它有序排列的碳原子呈现出较高的化学活泼性［９］。

1.2石墨的电子结构特点

根据分子轨道理论,同一个原子中能级相近的各个轨道可以通过线性组合演变成成键能力更强的新的原子轨道,即杂化轨道。碳原子的电子层结构是1s２2s２2pｘ１2pｙ１。根据泡利杂化轨道理论,碳原子相互结合成键时,激发一个2s电子到2pｚ轨道上,碳原子电子层结构演变为1s２2s１2pｘ１2pｙ１2pｚ１。但碳原子相互结合成键时,可以两种杂化方式进行结合,即sp２杂化和sp３杂化,形成两种性能迥异的碳材料,即石墨和金刚石。

金刚石:碳原子的1个2s轨道和3个2p轨道组合成4个轨道形状相同、轨道对称轴间夹角相等的新轨道,这样的杂化轨道称为sp３杂化轨道。每个碳原子与周围4个碳原子形成4个定域的σ键,构成正四面体结构,C-C键长为0.145 nm。

石墨:碳原子的1个2s轨道和2pｘ、2pｙ轨道组合成3个新的等价的正三角形结构的杂化轨道,轨道对称轴间的夹角为120°,这样的杂化轨道称为sp２杂化轨道。相邻碳原子的sp２杂化轨道互相以共价键结合形成定域的σ键,构成正六边形的平面网状结构。每个碳原子的2pｚ轨道上还剩有1个电子,此电子沿三角形轨道与3个碳原子同时发生联系,自由地在整个平面层内的六角网上运动,相当于金属键,也称为离域π键或大π键。因此石墨的平面层内C-C键为sp２杂化轨道形成的定域σ键叠加离域π键,C-C键长为0.142 nm,比金刚石中的C-C键长(0.145nm)短,键更强。层与层之间靠层面间活动的π电子云所提供的金属键连接,结合力(范德华力)很弱,层间距为0.335~0.337nm,易于分开和相对滑动［１０，１１］。石墨的晶体结构如图1所示。

2石墨的摩擦学特性

2.1环境气氛对石墨摩擦行为的影响

环境气氛对石墨的摩擦学性能影响很大。石墨在正常的大气环境下具有很好的自润滑性能,摩擦系数小,磨损量很低。石墨在真空中摩擦系数和磨损率急剧上升,产生大量粉尘状磨屑,发生粉尘磨损［１３］。石墨的摩擦系数μ根据气体环境的变化在0.02~0.6六个稳定的状态之间转换［１４］,如表1所示。

1948年Savage［１５］报道了石墨的润滑性受水蒸汽的影响,随后许多对石墨润滑性有影响的气体得到研究［１６－１９］。当石墨被粉碎得微细时,气体的影响效果更明显。有机物蒸汽对石墨的作用比水蒸气要好,其有效润滑的最小相对湿度(即石墨磨损接近零时的蒸汽压力与饱和蒸汽压的比值)随着有效分子尺寸或分子链的长度线性增大而呈对数性降低［２０］。Rowe［２１］采用高温去气的方法发现,在真空高温下,当石墨上吸附的气体或蒸汽被除掉后,摩擦系数由0.2增加到0.4,摩擦力显著增大,发生剧烈磨损。

2.2温度、载荷对石墨摩擦学性能的影响

石墨材料由正常的低磨损向粉尘磨损的转变依赖于载荷、滑动速度和环境温度。Lancaster等［２２］认为接触温度最终起决定性的作用,上述各因素都是通过影响总的接触温度而发挥作用的。Lancaster用μPV表征摩擦热(μ是摩擦系数,P是正压力,V是滑动速度)。当摩擦热超过某个临界值,在石墨表面吸附的气体发生解吸,表面的保护膜被破坏, 摩擦系数和磨损率增大。

石墨对金属的摩擦学行为以临界氧化温度为界。在临界氧化温度以下,摩擦系数与金属种类无关,因为在仅仅几个转数的磨擦之后,石墨层就被转移到对磨的金属上,从而变成了石墨与石墨的摩擦。在临界氧化温度以上,被转移的石墨层被燃烧,稳定状态的接触仍是石墨对金属。此时,对磨金属对石墨摩擦行为的影响主要体现在对接触温度的影响,金属材料的导热系数变成一个重要因素。

金属与石墨在真空中对磨时,高温状态下其摩擦系数呈下降趋势,温度升到1500 ℃时,摩擦系数由最低点开始急剧上升［９］。而石墨和石墨的对磨在1500 ℃仍没有出现摩擦系数上升。石墨和NbC、TiB２的摩擦直到2000 ℃还是呈平缓的下降。在1500 ℃以上,金属和石墨形成了碳化物,变成碳化物和碳化物的摩擦,从而引起摩擦系数的急剧上升。

在空气环境中,当石墨摩擦表面被加热到150~185 ℃ 时,石墨摩擦表面物理吸附膜中气体分子的活性增强,吸附气体发生解吸附,气体润滑作用逐步消失［２３］;当温度升高到200 ℃时,近50%的水分子发生解吸附［２４］;随着温度的进一步升高,石墨摩擦表面吸附膜发生破坏、润滑作用消失,从而导致摩擦系数增大。然而,当温度升高至400 ℃时,碳原子同氧之间的热化学反应显著加速,反应产物在石墨表面形成具有减摩作用的反应膜,降低了摩擦系数。甚至到3500 ℃ (石墨升华的开始温度)之前,石墨的摩擦系数依然随温度的升高而下降,因此石墨成为一种在高温下比较理想的固体润滑剂［２５］。

Iwasa等［２６］使用能在低温下运行的销盘摩擦仪对金刚石/石墨、Al/石墨、石墨/石墨在4.2~293K的低温范围内进行了摩擦学试验,发现在4.2K、77K、293K每一对摩擦副的摩擦系数都随着滑动速度的增大而增大。Iwasa认为这是由于在摩擦过程中,在两表面之间磨粒不断产生、被压实的结果。因为石墨是相对软的材料,被犁削产生磨屑,当滑动速度提高时,磨粒产生的速度也提高,这导致了更多的磨粒在滑动表面间压实,由此提高了摩擦系数。当石墨对石墨摩擦时,粘着磨损起主要作用。在4.2~70K之间,每一对摩擦副的摩擦系数与温度变化无关;在70~160K之间,摩擦系数随着温度的升高而增大;在160K以上,摩擦系数随着温度的升高而降低,在室温时达到与4.2K时大致相同的值。因为硬度一般是随着温度的升高而降低的,Iwasa由此提出,摩擦系数与材料的硬度具有反比关系。

石墨在4~21MPa高载荷条件下摩擦行为的研究发现, 随着载荷的增加,摩擦系数逐渐降低。在干摩擦条件下,摩擦副表面有明显的划痕和小面积剥落,这表明在摩擦过程中发生了粘着磨损和犁削,摩擦系数的变化范围为0.12~ 0.20。在水润滑条件下,试样表面有轻微的划痕,这是因为水分子吸附在摩擦副表面提高了石墨润滑膜的韧性,使摩擦副表面能降低,抑制了粘着磨损的发生,从而降低了摩擦系数, 摩擦系数的变化范围为0.12~0.14。在油润滑条件下,润滑油在摩擦副表面形成了一层润滑膜,处于边界润滑和流体润滑状态,降低了磨损,油中的减摩剂对摩擦表面起到了抛光处理,摩擦系数变化范围为0.08~0.11。因此在实际高载荷工况应用中,石墨与润滑油共同使用,可取得良好的润滑减摩效果［２７］。

2.3晶粒度对石墨摩擦学性能的影响

雒晓卫等［２８］对不同粒度的高温气冷堆用的近各向同性石墨的研究发现,细颗粒石墨载荷越大,摩擦系数越小;粗颗粒石墨载荷越大,摩擦系数越大。

细颗粒石墨摩擦系数随载荷的变化符合固体润滑摩擦系数的理论规律,即载荷的增加速度大于实际接触面的增加速度。载荷增加使摩擦面间的剪切力变大,剪切变形增加, 摩擦面间更易滑动,从而降低摩擦系数。粗颗粒石墨的弹性模量较大,会导致摩擦系数中的滞后分量增大。粗颗粒石墨的抗拉、抗压强度都很低,孔隙率和粒度都比较大,在大的载荷下容易发生塑性变形,会使摩擦系数中的塑性分量增加, 这些因素都可使摩擦系数随载荷增加而增大［２８］。在空气中, 石墨粒度越小,基面面积和棱面面积越大,化学吸附和物理吸附量越大,因而摩擦系数减小［２９］。在氦气环境中的实验研究发现,细颗粒石墨在高温环境下的摩擦系数比室温下的略大,而粗颗粒石墨在高温下的摩擦系数比室温下的小很多［２８］。原因可能是细颗粒石墨的摩擦面间发生了粘着,而粗颗粒石墨的层间结合力小,石墨间更易滑动,再加上孔隙率较高,不易发生粘着［２８］。

文献[29]进一步研究了滑动速度的影响规律。在较低滑动速度下,由于吸附膜的存在,石墨粒度对摩擦性能的影响显现不出,因此,不同粒度的石墨摩擦系数差异不大。当滑动速度较大时,摩擦表面粗糙峰发生接触的时间间隔变短,摩擦表面不能发生有效吸附,石墨粒度的影响变得突出。 在高滑动速度下粒度越大摩擦系数越大。电镜分析表明,粒度大的石墨表面出现了较为严重的粘着现象。

2.4电流和磁场对石墨摩擦行为的影响

Senouci［３０］、Paulmier［３１］和Zaidi［３２］研究了不同环境下电流对石墨/Cu、石墨/XC48钢和石墨/石墨摩擦行为的影响。 在石墨和Cu、钢对磨的试验中发现,在正常的大气下,电流通过接触面,降低了摩擦系数,降低的程度与电流方向有关, 金属材料为阳极时降低的幅度较大。在正常的大气下,当金属材料为阳极时,金属材料的滑动表面有一层薄的金属氧化层,当金属材料为阴极时,金属材料滑动表面是金属和碳的厚的混合氧化层。

电流在接触表面通过,倾向于将表面层微晶的基面垂直于滑移面,在活性气体环境中,电流激活了气体的吸附作用, 中和了表面棱缘的悬浮键,导致了低摩擦系数和低磨损率。 在惰性气体环境中,电流的通过显著提高了摩擦系数,当电流停止时,摩擦系数又恢复到以前的低值［３０，３１］。原因是表面棱缘是暴露的,表面的粘着强烈,摩擦系数高,磨损严重［３３，３４］。SEM和EDX分析表明,未氧化的金属转移到了对磨的石墨表面,形成了金属对金属的摩擦［３１］。惰性气体环境中,在临界电流强度以下,石墨/石墨摩擦系数值较小且保持不变,在临界电流强度以上,摩擦系数明显提高,并产生粉尘磨损［３２］。

在正常的大气下,垂直于滑动表面的磁场与电流有类似的作用,但降低程度更大。磁场提高了摩擦接触周围分子氧的压力,导致摩擦系数降低［３１］。

3石墨的润滑机理

3.1结构本质特征润滑理论

结构本质特征润滑理论是最早提出的石墨润滑机理,该理论认为石墨的润滑作用是石墨结构的本质特征,即石墨汽润滑是由于石墨层间弱的结合力使层间容易产生剪切。此理论来源于Bragg对晶格结构的分析［３５］:在石墨层内,相邻原子紧密相连,比金刚石中的原子还要紧密,但是,层间距离较大,相互作用较弱,这种结构特征使石墨层之间易于滑动, 因而具有优良的润滑性。

但此理论因石墨制件粉尘磨损的发现而被质疑。滑环和变换器上的石墨刷在高空中运行时发生了粉尘磨损［３６，３７］。 随后,Savage［３８］在真空和干燥的惰性气体中观察到了石墨的粉尘磨损。Lancaster［２２］在正常的大气条件下在石墨对石墨的摩擦试验中发现,当载荷速度和环境温度两个因素的组合超过某个临界值以上就会发生粉尘磨损。基于以上的试验观察,石墨润滑的另一个观点被提出,石墨的润滑作用不是石墨的结构本质特征,而是受吸附气体的影响。

3.2气体插入润滑理论

通过石墨在无气体和氧、水蒸气气氛条件下的对比实验研究,Rowe认为石墨的润滑性是因为氧和水分子插入石墨基面层之间,降低了π键结合能,减弱了石墨片间的结合力, 降低了石墨的剪切强度,从而提高了石墨的润滑性［３９］。

石墨在空气中很容易被劈开,但在超高真空中却很难被劈开。基于此劈开实验结果,Bryant认为在劈开过程中气体能够通过π键的应力腐蚀降低石墨层间的结合能［４０］。

在氦气环境下,石墨具有好的润滑性是因为惰性气体原子在压力作用下插入到石墨层间,增加了石墨晶体基面间的距离,减小了石墨层间的作用力,降低了石墨的抗剪切能力［４１］。但是,X射线衍射没有发现层间间隙的提高［４２］,这是对气体插入润滑理论最有力的反对,因为伴随着气体的插入必然发生层间间隙的提高。

3.3表面膜微晶定向理论

Zaidi［４３，４４］研究了惰性气体Ar和He对石墨的摩擦磨损的影响,提出惰性气体的润滑作用是因为原子在压力下插入表面微晶内,提高了其可动性,在对磨件显微凸起的摩擦力作用下使微晶定向平行于表面。这就导致了粘着和摩擦因数磨料组分的大幅度降低,在水蒸气等其它气体环境下也存在表面微晶定向的现象,所不同的是,在惰性气体中没有任何化学钝化过程。

石墨与大部分金属有较强的附着力,因此在与金属件对磨时,脱落的石墨碎屑很容易附着在金属表面,形成一石墨薄膜,由此变成了石墨与石墨之间的摩擦。在大气中与石墨对磨的金属表面上形成的石墨薄膜,薄膜的厚度及薄膜中石墨微晶的定向程度最终都将达到一个定值。摩擦试验刚开始时,石墨的磨损速度快,当石墨膜建立后,在摩擦力的作用下,石墨膜内晶体择优取向。吸附气体在棱面饱和后,石墨在金属表面的粘附则以基面进行。随着剪切力的增大,基面趋向于金属摩擦表面方向,形成一定角度的粘附膜［４５］。因在基面之间的粘着、摩擦很少,甚至在真空中［４６］,从而减小了摩擦因数和磨损速度,并逐渐降至很小的恒定值。

3.4化学吸附润滑理论

Savage［４７］研究了石墨发生粉尘磨损的条件,发现防止粉尘磨损需要的最小水蒸气量仅仅相当于在整个石墨晶面上单分子层覆盖率的10%,这表明水蒸气在石墨表面是择优吸附的。Savage据此得出结论,石墨的润滑性源于气体分子在石墨晶体棱面上的化学吸附。化学吸附的观点认为,石墨晶体的棱面对气体或蒸气产生化学吸附,导致其粘着性降低引起润滑作用。

Deacon和Goodman［４８］认为石墨的基面是一个低能量的表面,碳原子活性较低,棱面的碳原子活性很高,其表面能为基面表面能的50~100倍［８，４９］,这使得高活性的棱面易与氧、 水蒸气反应,产生化学吸附。因此,石墨晶体在空气中是由原来的低能量基面和因吸附了气体分子大大降低了表面能的棱面组成的,石墨基面之间的粘着、摩擦本来就很低,棱面又吸附了水蒸气,降低了粘着作用,因此摩擦因数、磨损率都很低。而在高真空环境下,石墨材料的棱面是清洁的,没有气体分子的吸附,当石墨材料间发生摩擦时,棱与棱、棱与基面直接发生作用,而棱面间相互作用所对应的剪切强度比基面间的大10~100倍［４６］,因此,界面上将有很大的相互作用力,使得摩擦和粘着增强,从而出现粉尘磨损。

3.5物理吸附润滑理论

物理吸附理论与化学吸附理论一样,认为石墨材料的高润滑性是因为环境中的气体或水蒸气在石墨表面的吸附,但物理吸附理论认为此吸附不是化学性的,而是物理性的。 Savage［１５，４７］的粉尘磨损实验发现,石墨在水蒸气环境中的润滑在150~200 ℃时失效,这表明水蒸汽在该温度下发生解吸,因而其在石墨表面的吸附是物理性的。另外,许多像n- 链烷烃一样的非极性碳氢化合物,防止粉尘磨损比水更有效。这些分子更有可能优先吸附在基面上,而基面上的吸附是物理吸附［５０］。石墨晶体基面上的吸附是因为其上存在着悬空的π键,π键的结合能很小,对分子的吸附只能是物理性的。

3.6石墨润滑的水库模型(Reservoir model)

石墨润滑的物理吸附观点和化学吸附观点在水和其他蒸汽在防止磨损方面的准确作用上产生了分歧。Lancaster等［２３］通过提出“水库模型”解决了两种观点的矛盾。“水库模型”主要内容为,首先水分子在石墨基面上大面积地吸附,基面上的吸附为物理吸附;在摩损过程中产生新的裸露的棱面,其上暴露悬空的共价键,对水分子有强烈的吸引力,基面上预先吸附的水分子因此被吸引过去,实现悬空键的覆盖。 在上述水分子的迁移过程中,吸附了大量水分子的基面好像是蓄水的“水库”,因此称为水库模型。棱面表面能为基面表面能的50~100倍［８］,前者对水分子的吸附为化学吸附,后者对水分子的吸附为物理吸附,因此水库模型将石墨润滑的物理吸附和化学吸附有机地联系了起来。

Lepage等［２４］认为石墨是非亲水物质,水蒸气不能直接吸附在石墨表面。一些水分子首先因碳原子的作用发生分解,形成氢键和羟基键,随后其他水分子连接到这些基键上, 实现物理吸附。“水库模型”因此得到了进一步的完善。

3.7疲劳磨损机理

疲劳磨损是指摩擦时受周期性载荷作用,使接触区产生很大的变形和应力,并形成裂纹而破坏的现象。1963年, Lancaster等通过使用多种检测手段系统地研究了石墨材料的磨损表面形貌、表面膜硬度、磨屑性质等,提出了石墨材料疲劳磨损理论［５１］。Clark等［５２］认为,在石墨滑动摩擦过程中,石墨摩擦面形成了一个新的表面层,该表面层的特点是, 无论石墨的原料差异有多大,其硬度都在8左右。该表面层是石墨的摩擦表面在摩擦过程中因摩擦力的作用破碎成微粒,又因摩擦力的导向作用形成一定的取向。而且,表面层内的石墨微粒结合力很弱,因此该表面层的存在赋予石墨材料优异的摩擦磨损性能。表面层形成以后,在表面层下面的炭粒子在滑动摩擦力的作用下又出现裂纹和破损,形成新的表面层,这一表面层粒子破损、磨损、新的表面层重新形成的过程,类似疲劳过程,故称为疲劳磨损。

4石墨的改性

石墨制品通常是由颗粒状石墨材料通过压制焙烧方法制造的,焙烧过程中会有大量的挥发物质逸出,石墨颗粒间因压制技术也会留有一定的孔隙,因此,石墨材料具有多孔性,石墨制品的总气孔率可达到20% ~30%［５３］。这导致石墨制品的机械强度低,在工程应用范围受到极大的限制,因而有必要对单纯的石墨材料进行改性处理,改善石墨制品的综合性能。石墨的改性措施包括浸渍处理、硅化处理、插入层间物质等,形成多种浸渍石墨、硅化石墨、石墨层间化合物等。

4.1浸渍石墨

石墨的浸渍处理过程就是液态浸渍剂在一定的温度和压力下渗透到具有毛细管结构的多孔石墨中。浸渍处理最突出的贡献是使多孔的纯石墨材料变成致密的石墨密封材料。另外,浸渍处理还能有效地提高石墨制品的抗氧化性、 机械强度、表面硬度等,改善摩擦磨损性能,如当不存在对浸渍剂有破坏作用的物质时,浸渍石墨在液体介质中的磨损很小,摩擦系数为0.001~0.005。目前,在很多石墨制品生产中,浸渍处理已成为一道重要的生产工序。常用的浸渍剂有树脂或熔融金属(如Sb、Ag等)。

浸锑石墨是目前应用最广泛的密封摩擦副材料［５４，５５］。 密度小、膨胀系数低和耐磨性好是其作为密封材料的优势。 浸锑石墨中的锑能阻止石墨层的滑移,网状分布的锑能延缓水分的蒸发,保持稳定的润滑膜,显著提高耐磨性能。浸锑石墨的使用寿命比未浸渍石墨高出5~6倍,可在水、盐酸、 浓碱等介质中工作。另外,锑与铜对磨时不易粘着,因而能够在大负荷和快速度的情况下工作,耐磨性能可提高2~3倍［５６］。

浸银石墨常被用于制造电刷。在磨损过程中,表面银相在研压作用下发生塑性变形导致大面积连接,滑动接触面积增加,有利于电接触传导;磨损脱落的石墨碎屑在银相表面吸附,减轻银的粘着作用［５７，５８］。

4.2硅化石墨

在普通的碳素材料表面涂覆一层SiC,厚度一般为0.5~ 2.0mm,由此形成的复合材料即为硅化石墨［５９］,硅化石墨的制造过程被称为石墨的硅化处理。SiC与石墨基体有良好的物理、化学相容性,是比较理想的改善石墨材料耐磨性的涂层材料。

硅化石墨的硬度就是表面SiC的硬度。SiC的硬度仅次于金刚石、BN、B４C,比WC、Al２O３硬得多。高硬度的硅化石墨表面减小了磨粒压入的深度,从而使表面层产生断裂的临界深度增大,改善石墨的耐磨性。另外,石墨基材骨架在表面硅化层的相组织中有保留。因此,硅化石墨的性能综合了两种材料的性能优势,既具有石墨材料的良好的导电导热性、抗热震性及自润滑性,又兼有SiC的高硬度、耐化学腐蚀和抗氧化等优点。硅化石墨特别适于在某些苛刻场合下的应用,如重载、高温或大温度冲击等。在化工、冶金及宇航和核工业等领域,硅化石墨材料获得越来越广泛的应用。离心泵、腐蚀泵、磁力驱动泵、屏蔽泵、潜水泵、压缩机等都有石墨材料的应用,如机械密封摩擦副、泵口环、滑动轴承等。硅化石墨在水中的耐磨性极好,摩擦系数为0.02。俄罗斯在核电主泵水润滑轴承中大部分采用了硅化石墨材料,其额定承载能力可高达2.0MPa,且具有优良的耐磨性［６０］。我国在特种电机中的推力轴承和导轴承也有部分采用了硅化石墨材料。

4.3石墨层间化合物

Fe、Cr、Co等元素以及CuCl２、CuBr２、AlCl３、ZrCl４、 CoCl４、RuCl４、HfCl４、SbCl５、TaCl５、MoCl５等化合物被石墨层间的空隙所吸收,形成有规则的排列,这种结构被称为石墨层间化合物［６１－６３］。石墨与氟构成的层间化合物(氟化石墨), 热稳定性优良,承载能力高,耐磨寿命可延长到MoS２和石墨的2倍以上,而且真空中的性能也得到一定的改善［６４］。金属氯化物作为引入层间的物质比金属的效果好,如NiCl２引入石墨层间可提高承载能力2倍,CoCl４的引入可延长石墨的耐磨寿命5倍以上［９］。石墨层间化合物结构如图2所示。

5结束语

摩擦学性能 篇9

关键词：铜-石墨复合材料,制备,摩擦学性能

1 引言

载流摩擦副是指具有通过电流功能的摩擦副。载流摩擦副的正常失效以擦伤为主, 同时还有磨粒磨损、腐蚀磨损及氧化磨损;非正常失效包括电烧蚀、冲击断裂、胶合等。随着对载流摩擦副使用条件的日益苛刻, 传统材料已无法满足现在的要求, 需要对材料进一步的改进[1]。

集良好的接触润滑性、高导电导热率、低的热膨胀系数、耐熔焊、耐磨和耐电弧烧蚀等特性于一身的铜-石墨复合材料, 已被广泛的用于电接触材料、机械零件材料和摩擦减摩材料等领域中。然而铜和石墨即使在1000℃时润湿角也高达140°, 所以只能机械互锁的铜/石墨界面的结合强度较低, 成为了限制铜-石墨复合材料应用的瓶颈问题[2]。因此本文就近年来铜-石墨复合材料的制备方式和摩擦性能进行了较浅的研究。

2 铜-石墨复合材料的制备

铜-石墨材料的摩擦学性能, 取决于铜基体的性能、石墨与铜的结合强度及石墨在磨损界面形成润滑膜的情况, 因此复合材料组分的选择、实验条件的控制对复合材料的性能至关重要。

2.1 机械合金化的铜-石墨复合材料

冉旭等[3]采用机械合金化后冷压成型和500℃放电等离子烧结 (SPS) 两种工艺分别制备了铜-石墨复合材料。XPS分析结果表明, 相比于单一铜基, 石墨的加入减少了材料对偶件的磨损和摩面间颗粒在磨损过程中的氧化。并且, 石墨的含量能够显著的影响复合材料的摩擦磨损行为, 原子分数为10%~31%的复合材料的摩擦系数和磨损率均随石墨含量的增加而明显下降, 磨损也由无石墨时的粘着磨损转变为疲劳剥层磨损。此外, 放电等离子烧结工艺制备的复合材料较加压成型工艺制备的复合材料有更好的耐磨减磨性能。摩擦系数和磨损率均随SPS温度的升高呈现下降趋势, 且犁沟的深度和宽度显著减少。

徐晓峰等[4]用电解铜粉和石墨粉经混合制备了Cu/5%石墨、Cu/10%石墨、Cu/15%石墨的铜-石墨复合材料。实验研究表明, 石墨含量对摩擦因数和磨损率、载流磨损机制、载流效率和载流稳定性均有一定的影响作用。其中, 随着摩擦速度的增加, 每种复合材料的摩擦因数均呈增加的趋势, Cu/5%石墨复合材料的磨损率增加, 其余两种材料的磨损率呈下降的趋势。此外, Cu/10%石墨复合材料的载流摩擦磨损性能良好, 机理研究表明, 该复合材料在载流摩擦过程中凭借自身形成的石墨膜和氧化膜较好的避免了由于铜的亲和力造成的粘着磨损, 最终使材料保持了良好的润滑性能。

2.2 镀铜石墨/铜复合材料

研究表明, 通过在石墨表面镀铜, 可以增强铜基体与石墨的界面结合力。李雪飞等[5]将经过表面处理后的石墨进行化学镀铜, 然后将镀铜石墨与不镀铜石墨分别与电解铜粉进行混合, 最终得到两种石墨/铜复合材料。实验结果表明, 两种复合材料的摩擦因数均随石墨含量的增加而减小, 随滑动速度的增大而增大。镀铜石墨/铜复合材料在载流摩擦条件下的摩擦因数随着石墨含量的增加而显著降低, 在石墨质量分数为10%时的复合材料的磨损率为最低。SEM结果表明, 在载流摩擦过程中, 镀铜石墨/铜复合材料随着摩擦条件的不同而存在着粘着磨损、磨粒磨损和电弧烧蚀磨损机制。

2.3 二硫化钼-铜-镀铜石墨复合材料

Mo S2是一种在高温干燥条件下仍具有良好自润滑性的固体润滑材料, 朱城楠等[6]利用二硫化钼和石墨这两种固体润滑剂的协同互补作用完成了对铜-石墨复合材料的磨损性能的改善。他们通过用适量的二硫化钼取代部分石墨, 采用传统的粉末冶金法制备了不同二硫化钼质量分数的二硫化钼-铜-镀铜石墨复合材料和二硫化钼-铜-石墨复合材料。结果显示, 二硫化钼-铜-镀铜石墨复合材料比二硫化钼-铜-石墨复合材料的耐磨性好、磨损量小, 随着二硫化钼质量分数的增加, 两种复合材料的磨损率都呈现出了先减小后增加的趋势, 当二硫化钼的质量分数为2%时, 复合材料的耐磨性最好、磨损率最小。SEM表征结果显示, 不加二硫化钼的复合材料的磨面粗糙、犁沟多且深, 存在着局部石墨团簇现象;而用相同质量的二硫化钼取代石墨后的复合材料, 其磨面变得光滑、犁沟变浅。机理研究表明, 不含二硫化钼的复合材料在磨损过程中, 其局部存在的石墨团聚区易大块脱落, 从而形成局域空洞, 使周边金属基体发生颗粒剥落, 从而产生了梨削磨损;用二硫化钼取代石墨后, 铜基体在复合材料中的体积增加、基体结合面积增大, 从而石墨局部团聚减少, 就不易再发生大块石墨脱落。

3 展望

根据铜-石墨复合材料的最近进展, 未来在将其它性能优异的固体润滑剂引入铜-石墨复合材料的同时, 也应发展一些新型金属基的石墨复合材料。

参考文献

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[3]冉旭, 黄显峰, 段利利.铜-石墨复合材料的摩擦学性能和磨损机理[J].材料导报, 2012 (04) :33-38.

[4]徐晓峰, 杨晓倩, 杨正海.石墨含量对铜/石墨材料高速载流摩擦性能的影响[J].河南科技大学学报, 2013 (10) :1-4.

[5]李雪飞, 上官宝, 张永振.石墨/铜复合材料的载流摩擦磨损性能[J].机械工程材料, 2013 (04) :54-57.

摩擦学性能 篇10

超高分子量聚乙烯(UHMWPE)以其优异的摩擦学性能日益受到人们的重视。通过填料改性制备的UHMWPE复合材料,可以在保持UHMWPE优良性能的同时,有效改善材料的综合力学性能,这对于扩大材料的应用范围具有积极的现实意义[1,2,3,4]。石墨作为一种常用的固体润滑剂,常用于降低聚合物的摩擦系数,粉末填料铜的加入也有利于降低聚合物的摩擦系数和磨损率。本工作分别以石墨和金属铜粉填充UHMWPE,研究了填料的添加量对材料力学性能、摩擦学性能的影响,比较了石墨和铜粉在改善材料力学性能、摩擦学性能方面的差异,并探讨了复合材料的磨损机理。

1 实验部分

1.1 原料

UHMWPE粉料的分子量为250~350万,粉料粒径为20μm~39μm,密度:0.935g/cm3;铜粉纯度>99.7%,粒度为200目,杂质最高含量:铁<0.02%,重金属(以Pb计)<0.02%,砷<0.02%,锑<0.02%,硫<0.004%;石墨粉纯度>99.85%,粒度为200目,灼烧残渣<0.15%。

1.2 材料制备

将铜粉、石墨粉分别加入质量1.5~2%的KH-560硅烷偶联剂和适量丙酮后超声振荡30min,然后放入70℃干燥箱内,待丙酮蒸发后取出研磨并过200目筛。按不同质量分数将铜粉、石墨粉与UHMWPE混合后在球磨机内混料8小时,将混合后的粉料加入模具预压,压力为20MPa,将模具逐渐加热到200℃并保持120min,加压45MPa并保持40min,待模具自然冷却后脱模。冷却后将产品置于干燥箱内,在80℃温度下保温120min,消除样品内应力。

1.3 性能测试

利用WDW-20电子万能实验机测量复合材料的各项力学性质,实验按GB16421—1996进行,拉伸速度为1mm/min,剪切速度为10mm/min。利用XHS微观硬度计测量复合材料的硬度,载荷50g,保压15s。相同试样的测量实验均重复5次,以实验的平均值作为测试结果。

摩擦试验在M-2000试验机上进行。以45#钢环分别与各复合材料试样配副进行实验。钢环外径:40mm,内径:16mm,厚:10mm,调质处理后硬度为HRC45,外圆表面磨削后用1200#砂纸打磨抛光至表面粗糙度Ra=0.4μm。复合材料试验表面粗糙度均为Ra=0.2μm。实验时45#钢环以转速200rpm匀速转动。实验条件为干摩擦,接触压力100N、200N。摩擦力矩由试验机读出并换算成摩擦系数。试验前试样经无水乙醇清洗干净,置于干燥箱内在80℃温度下干燥1小时。实验时间:30min。实验结束后将聚合物试样取下,经无水乙醇清洗干净并置于80℃温度下干燥1小时后,采用感量为0.1mg的光学分析天平称量实验前后的试件质量。相同实验进行三次,磨损量计算取三次试验的平均值。采用S250MK-III型扫描电镜观察试样的磨损表面形貌。

2 实验结果

2.1 复合材料的力学性能

铜粉、石墨改性后UHMWPE复合材料的力学性能见图1。可以看出,随铜粉含量的增加,复合材料的抗拉强度呈现先增长、后降低的趋势。当填充颗粒为10wt%时,复合材料的抗拉强度达最大值:21.34MPa。用石墨粉增强时,复合材料的抗拉强度随颗粒含量的增加而逐渐下降,四种填充比例下抗拉强度分别下降了18.4%、26.0%、32.4%及34.2%。两种颗粒填充后复合材料的抗剪强度均降低了,且随颗粒填充量的增加抗剪强度逐渐下降。与铜粉相比,石墨粉对复合材料抗剪强度的影响更大。铜粉增强时复合材料的硬度随颗粒含量的增加呈逐渐上升的趋势。石墨粉则相反,随着其颗粒含量的增加,复合材料的硬度逐渐下降。

2.2 复合材料的摩擦磨损性能

图2示出了复合材料摩擦系数与颗粒含量的关系。可以看出,铜粉、石墨粉的添加均使得复合材料的摩擦系数减小,且相同颗粒含量情况下,100N载荷时的摩擦系数略小于200N时的摩擦系数。比较可见,相同颗粒含量时,石墨粉填充复合材料的摩擦系数要低于铜粉填充的材料,这表明石墨粉作填充剂时的润滑性能要优于铜粉。

颗粒含量对复合材料磨损量的影响见图3。由图可见,随着颗粒含量的增加,复合材料的磨损量呈现出先降低、再上升的变化趋势。铜粉填充的复合材料当颗粒含量为15wt%时磨损量达到最低值:0.41mg(100N)、0.701mg(200N),与纯UHMWPE相比分别降低了76.7%、77.5%。石墨粉填充时则在颗粒含量为10wt%磨损量最低,分别为0.471mg(100N)、0.94mg(200N),比纯UHMWPE分别降低了73.2%、69.9%。相同颗粒含量情况下,100N载荷时的磨损量与200N时相比基本接近1:2。

复合材料磨损后的表面形貌如图4所示。由图4(a)可以看出,铜粉填充复合材料磨损表面的铜颗粒被严重磨损,表面犁沟明显,划痕清晰可见。但在磨损表面上未见有铜颗粒脱落的迹象。这表明填充的铜颗粒与基体的结合力较强,在摩擦力作用下仍能牢固地粘附于基体之中。石墨粉填充复合材料磨损表面凹凸不平,显示出大面积的塑性变形迹象,并伴随有裂纹产生,一些石墨粉在磨损过程中形状发生变化,呈现出片状结构,见图4(b)。这表明填充的石墨颗粒与基体的结合力也较强,在摩擦力作用下与铜粉一样牢固地粘附于基体之中。

3 讨论

石墨和铜粉颗粒的尺寸较小、表面积大,表面经偶联处理后与UHMWPE基体结合紧密,界面粘接强度高。当复合材料受摩擦力作用时,微粒不但能较好地传递所承受的载荷,且其本身被磨损时也会消耗大量的摩擦能,从而达到增强耐磨性的作用。但若填充颗粒的质量分数超过一定范围时,填充颗粒在复合材料中的团聚程度加剧,分散体尺度增大。大的团聚体不能有效保证颗粒与UHMWPE基体的接触面积,从而使材料的耐磨性能下降。石墨粉填充复合材料的摩擦系数小于铜粉填充材料,是由于石墨在摩擦过程中层与层之间容易滑移、剥落而向对磨面转移,起到类似于固体润滑作用。但石墨硬度低,抗磨料磨损的能力低于铜颗粒,因此其填充的复合材料的耐磨损性能不如铜粉填充材料好。

4 结论

4.1 复合材料的抗拉强度随铜粉含量的增加呈现先增长、后降低的趋势,当填充颗粒为10wt%时,复合材料的抗拉强度达最大;复合材料的抗拉强度随石墨粉含量的增加而下降。复合材料的抗剪强度随两种颗粒填充量的增加而下降。复合材料的硬度随铜粉含量的增加上升,随石墨粉含量的增加下降。

4.2 铜粉、石墨粉的添加均使得复合材料的摩擦系数减小,石墨粉填充时摩擦系数要低于铜粉填充。随着填充颗粒含量的增加,复合材料的磨损量呈现出先降低、再上升的变化趋势,铜粉及石墨粉的填充量分别为15wt%、10wt%时复合材料的磨损量最低。

摘要：通过制备铜粉、石墨粉改性的UHMWPE复合材料,考察了复合材料的力学性能及摩擦学性能,本文对此进行了详细的探讨。

关键词：UHMWPE,铜粉,石墨粉,摩擦磨损

参考文献

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摩擦学性能 篇11

35CrMo钢具有很高的静力强度、冲击韧性及较高的疲劳极限,已广泛用于石油钻杆接头。由于石油钻杆接头要经常拆卸,表面承受相当大的钳咬合力,极易造成损伤。为此,对钻杆接头通常进行渗氮处理,但经氮化处理后其断裂韧性差,螺纹部位的使用寿命比杆体短,往往造成提前报废。利用激光相变硬化[1]、硼化处理[2]等对接头材料进行处理,也都不同程度地存在工艺复杂,生产成本高,钻杆接头表面粗糙度大,润滑性能差等缺点,难以推广应用。固体润滑技术可以提高边界润滑下接触表面抗磨损的能力,从而减少苛刻工况下运行零件的过度磨损[3]。

离子渗硫可在表面形成硬度为10~100 HV,疏松多孔的FeS层,可以改善减摩和抗黏着性能[4,5,6]。目前,国内对低温离子渗硫的研究取得了很大进展[7,8,9],且已广泛应用于柴油机、发动机缸套、轴承和刀具,而在钻杆丝扣上的应用还没有先例。硫化物层只有在高硬度基体表面才能充分发挥减摩润滑作用[10],本工作对氮化处理后的35CrMo钢进行低温离子渗硫,以制备由离子氮化次表层及渗硫表层组成的FeS固体润滑复合层,以通用的丝扣油——含铜锂基脂作为润滑剂,研究了FeS固体润滑复合层的摩擦学性能,以期延长钻杆接头的使用寿命,提高钻井效率,降低钻井成本。

1 试 验

1.1 试样及润滑脂制备

基材为35CrMo圆盘钢。表面粗糙度为Ra=0.8 μm,钢成分见表1。渗氮和硫氮共渗处理前,试样经超声波在无水乙醇中清洗15 min,之后放入LDM2-25型脉冲直流等离子渗氮炉进行离子渗氮处理:温度560 ℃,时间8 h,气氛为NH3,流速200 mL/min;520 ℃渗氮3 h后渗硫:NH3流速340 mL/min,CS2流速8 mL/min,时间8 h,从而实现硫氮共渗。

以市售长城牌3号润滑脂为基,将粒度约3 μm的铜颗粒以质量分数20%的量添加到基础脂中,机械搅拌混合均匀后即制得试验用含铜润滑脂。

1.2 摩擦磨损

试验在自制的GWL-1000型球-盘试验机上进行,上试样固定为标准ϕ 12.7 mm GCr15钢球,硬度HRC61,下试样为35CrMo圆盘,尺寸为ϕ 70 mm×3 mm。上试样与下试样呈点接触。

先将35CrM试样用无水乙醇超声波清洗15 min,称重,装载。将10 mL润滑脂均匀涂覆试样。每5 min加2 mL含铜润滑脂。预加载荷90 N,加载速度30 N/min,直到预设值,开始记录试验时间。载荷为150 N时,转速为600,800,1 000,1 200 r/min,时间0.5 h;转速为800 r/min时,载荷分别为100,150,200,250 N,时间0.5 h。试验过程中记录摩擦系数。试验完成后再次将试样在无水乙醇中超声清洗15 min,称重,得出磨损量。

1.3 分析表征

用MicroXAM-3D型白光干涉仪和JSM-6460LV/LEO-1450型扫描电镜对渗氮层和硫氮共渗层的表面形貌进行分析。用PHI-5300 ESCA 型X射线光电子能谱仪研究渗层磨损面的成分和原子含量随深度的变化。采用MTS XP Indenter System型纳米压痕仪测渗层的硬度和弹性模量。

2 结果与讨论

2.1 渗层状态

2.1.1 表面形貌

图1为渗氮层和硫氮共渗层的表面形貌。由图1可以看出,2种渗层表面均由球状颗粒相互随机叠嵌而成,硫氮共渗层的颗粒堆叠尤其明显,粒度大小约50~100 nm。

表2为35CrMo钢渗氮层和硫氮共渗层的能谱分析结果。由表2可以看出,与渗氮层相比,硫氮共渗层中除含较多N元素外还含有少量的S,这说明在表面形成了氮化物和硫化物共存的复合共渗层,而渗氮层的存在使硫化物的生成量减少。

图2为渗氮层和硫氮共渗层的三维形貌。由图2可以看出,渗氮层的表面较为平整,硫氮共渗层的表面较为粗糙,说明复合渗层表面的粗糙度增大,产成了疏松的硫化层。

2.1.2 硬度和弹性模量

渗氮层和硫氮共渗层的载荷-位移曲线见图3。由图3可以看出:2种渗层的加载与卸载曲线均呈非线性特征,但卸载时弹性回复所占的比例不同,说明2种渗层均发生了塑性变形;在相同的压痕深度处,共渗层的载荷比渗氮层小;共渗层硬度约是渗氮层的1/2,这主要是表面有一层较薄的硫化层。在最大载荷持续加载的过程中,渗氮层和共渗层的变形量分别为6 nm和10 nm,说明硫氮共渗层和渗氮层的抗压痕变形的能力相当。由该曲线得到的渗层的硬度和弹性模量:渗氮层的分别为2.95 GPa和115.06 GPa;硫氮共渗层的分别为1.21 GPa和53.15 GPa。摩擦学理论认为, 理想的摩擦表面较软, 具有良好的润滑性能;亚表面硬,并能与基体形成良好的过渡层, 给表面润滑层以有效的支撑并保证不发生层状剥落。硫氮共渗层符合这一要求,渗硫层较软,渗氮层硬度较高,能够给渗硫层最有效的支撑。

2.2 渗层的摩擦学性能

2.2.1 抗磨性能

图4为渗氮层和硫氮共渗层在润滑条件下的磨损量随载荷的变化结果。由图4可以看出,渗氮层和硫氮共渗层的磨损量都随着载荷的增加而增加;100 N和250 N时,2种渗层的磨损量基本相同;150 N和200 N时,硫氮共渗层的磨损量比渗氮层少,具有较好的抗磨性能。

在低载荷时,由于接触压力与温度较低,2种渗层的磨损量相差不大。随着载荷增加,摩擦微接触区的压力与温度逐渐升高,硫氮共渗层在高温高压作用下软化,表现出良好的抗磨减摩性能。高载荷时,由于磨损加重,软质硫氮共渗层很快被破坏,致使硫氮共渗层和渗氮层的润滑效果均较差。

图5为润滑条件下渗氮层和硫氮共渗层的磨损量随转速的变化曲线。由图5可知,渗氮层和硫氮共渗层的磨损量都随转速的提高而增加,1 200 r/min时,硫氮共渗层的磨损量较大,说明转速较高时,软的渗硫层磨损加剧,导致磨损量比渗氮层大。在低转速下,硫氮共渗层的磨损量比渗氮层小,抗磨性能好。

2.2.2 减摩性能

图6为润滑条件下,渗氮层和硫氮共渗层的摩擦系数随载荷的变化。

由图6可以看出:随着载荷的增加,渗氮层的摩擦系数先增大后减小,硫氮共渗层的摩擦系数先减小后增大;载荷较低时,硫氮共渗层的摩擦系数远小于渗氮层;高载荷(250 N)时,硫氮共渗层的摩擦系数较渗氮层大。低载荷时硫氮共渗层具有良好的减摩性能。

图7为润滑条件下,渗氮层和硫氮共渗层的摩擦系数随转速的变化。由图7可以看出:随转速增大,渗氮层的摩擦系数先增大后减小随后又增大;硫氮共渗层的摩擦系数先减小后增大;1 200 r/min高转速时,硫氮共渗层的摩擦系数与渗氮层相差不大,低转速下,硫氮共渗层的摩擦系数比渗氮层的小,表现出较好的减摩性能。

在转速为600~1 000 r/min时,摩擦系数随转速的增加而减小,这主要是由于摩擦副接触区的硫氮共渗层随摩擦热增加而软化,导致渗层的剪切强度降低。在转速高于1 000 r/min时,摩擦系数随转速的增大而增大。这是由于转速很高时,摩擦温度急剧升高,摩擦副材料产生严重的塑性变形。高转速下,硫氮共渗层的磨损量比渗氮层的大,这主要是由于边界润滑膜被破坏,使磨损加剧。

由于钻杆接头的使用条件是在低速低载下,拆卸的频率也不高,而35CrMo钢的硫氮共渗层的减摩耐磨性能在低速低载下相对于渗氮试样提高很大,因此,能完全满足接头的使用性能要求。

2.2.3 形貌及组构

图8为渗氮层和硫氮共渗层于转速800 r/min,载荷150 N下的磨损表面三维形貌。由图8可以看出,渗氮层表面出现塑性流变,且磨痕较宽较深,破坏较为严重;硫氮共渗层的表面较平整,破坏程度比渗氮层轻

微。其原因是硫氮共渗层硬度较低,受力时填充于工件表面的空隙中,磨损后其表面更为平整。硫氮共渗层中的硫化物可以有效阻止球盘和摩擦副的直接接触,减少摩擦热并可向对磨面转移,用于实际中可避免丝扣材料黏着的发生;而且35CrMo钢表面的微凸体上具有软质硫化物时,受力易产生滑移,降低其间的剪切强度,推迟咬合的发生;又由于硫氮共渗层有较硬的渗氮层支撑,符合理想固体润滑层的要求,同时有含铜润滑脂的润滑作用,因而表现出较好的减摩耐磨性能。

图9和图10分别为渗氮层和硫氮共渗层在转速800 r/min,载荷150 N下的XPS能谱分析结果。由图9可以看出,2种渗层的主要原子为Fe,C,O,N,说明在磨损过程中,薄的硫化层已被破坏。图10中,从N/Fe原子比可以看出,渗氮层中的氮原子数量随时间的延长而逐渐变少,硫氮共渗层中氮原子含量随时间延长先增加后减少,但总体来说,氮原子含量比渗氮层高;从O/Fe原子比可以看出,2种渗层的O/Fe原子比基本相同。

3 结 论

(1)2种渗层均由颗粒堆叠而成;硫氮共渗层的渗氮层上面形成了疏松、粗糙度较大的硫化层。

(2)渗氮层和硫氮共渗层的加载与卸载曲线均呈非线性特征,渗氮层的硬度和弹性模量分别为2.95 GPa和115.06 GPa;硫氮共渗层的硬度和弹性模量分别为1.21 GPa和53.13 GPa,软质硫化层因为有了硬质渗氮层的支撑,符合理想摩擦表面的要求。

(3)在含铜润滑脂润滑下,硫氮共渗层低载低速时具有良好的抗磨和减摩性能,满足了钻杆接头的使用性能要求。

参考文献

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