摩擦磨损机理（精选8篇）
摩擦磨损机理 篇1
摘要：为了提高叼纸牙表面的摩擦磨损性能,采用等离子喷涂技术在T10钢基体上分别喷涂了5种氧化物陶瓷涂层,对5种涂层摩擦磨损的性能及机理进行了研究。结果表明:与Al2O3/Cr2O3复合涂层相比,100%Al2O3和100%Cr2O3陶瓷涂层的摩擦系数和体积磨损量都比较低,摩擦磨损性能更优;Al2O3/Cr2O3复合涂层磨损机理主要为磨粒磨损,而100%Al2O3和100%Cr2O3涂层则主要为疲劳磨损。
关键词：等离子喷涂,陶瓷层,磨擦磨损,Al2O3,Cr2O3,性能,机理
0 前 言
叼纸牙是印刷机中的关键部件,实际应用中要求其具有一定的耐冲击性能和高的耐磨性。国产叼纸牙的使用寿命较短[1],加强对叼纸牙耐磨性的研究对提高国产印刷机的印刷速度和印刷质量具有重要的意义。由于叼纸牙为易耗零件,综合考虑生产成本和制造工艺,实际生产中叼纸牙一般为黑色金属及其合金,主要有T10,65Mn等金属及合金,往往通过淬火来提高其工作表面的硬度和耐磨性。热喷涂技术可以将金属基体材料的强韧性和易加工性等特点与陶瓷材料的耐高温性、耐磨性等特点结合起来,充分发挥两者的优势[2,3,4,5]。目前,利用热喷涂技术来提高叼纸牙工作表面的耐冲击性和耐磨性的研究尚未见报道。本工作通过等离子喷涂技术在T10钢基体上分别喷涂了5种氧化物陶瓷涂层,研究了5种涂层摩擦磨损的性能及机理,以为提高叼纸牙表面的摩擦磨损性能提供参考。
1 试 验
1.1 基体前处理
基体为T10钢,尺寸为ϕ 30 mm×3 mm,化学成分见表1。
对基体进行喷砂处理,使其表面具有一定的粗糙度,同时去除其表面的铁锈、毛刺等污物。
1.2 涂层制备
先在基体上喷涂一层Ni/Al粘结层,其中Ni质量分数95%,Al质量分数5%。再将纯度大于99%、粒度20～40 μm的Al2O3和Cr2O3粉按照一定的质量比配制成5种喷涂粉末,喷涂在粘结层上。
选用9MB型喷涂设备,粘结层和陶瓷层的喷涂参数见表2,喷涂后陶瓷层的表面粗糙度见表3。
1.3 测试分析
利用HX - 1000型硬度计测量涂层的显微硬度,加载2 N,保载10 s。摩擦磨损试验在UMT2型微摩擦磨损试验机上进行,运动方式为往复式,干摩擦,对偶件为Si3N4,直径4.7 mm,法向载荷为20 N,滑行速度1 mm/s,往复距离10 mm,摩擦时间30 min。用JSM - 5600LV型扫描电镜(SEM)观察涂层表面摩擦磨损形貌,并由涂层表面磨痕的宽度及长度计算出磨损体积[6]。
2 结果与讨论
2.1 涂层显微硬度
Cr2O3含量对涂层表面显微硬度的影响见图1。由图1可知:100%Al2O3和100%Cr2O3涂层的显微硬度分别为13.0 GPa和13.2 GPa,高于Al2O3/Cr2O3涂层;随着Cr2O3含量的提高,涂层的显微硬度先降低后升高。
2.2 涂层摩擦磨损性能
2.2.1 摩擦行为
5种涂层的摩擦系数与磨损时间的关系见图2。由图2可知:5种涂层的摩擦系数曲线都呈现3个阶段。初始阶段,5种涂层的摩擦系数随着时间的增加而快速上升,属于磨合阶段[7,8];经过过渡阶段后,摩擦系数开始趋于平稳,进入了稳定的磨损阶段。5种涂层在过渡阶段摩擦系数的变化趋势不同,即5种涂层摩擦系数进入稳定阶段的时间和方式不尽相同。70%Al2O3+30%Cr2O3涂层在磨合阶段的摩擦系数急剧上升,在200 s左右达到最大值0.7,然后随着时间的延长缓慢降低后又缓慢升高,最后在600 s左右进入稳定磨损阶段。50%Al2O3+ 50%Cr2O3和30%Al2O3+70%Cr2O3涂层的摩擦系数的变化趋势与70%Al2O3+30%Cr2O3涂层类似,都在200 s左右达到最大值,然后在过渡阶段先降低后升高,最后在600 s左右进入稳定磨损阶段。100%Cr2O3涂层的摩擦行为则与复合涂层有一定的差别,摩擦系数在100 s左右达到最大值之后缓慢降低而后升高,小幅升高就立刻进入稳定磨损阶段,升高幅度仅为复合涂层的33%～44%。100%Al2O3涂层的摩擦行为则与复合涂层的差别更大,在磨合阶段摩擦系数在120 s左右达到最大值,然后随着磨损的进行缓慢升高,在800 s左右进入稳定磨损阶段。
5种涂层在稳定磨损阶段的平均稳态摩擦系数见图3。由图3可知:3种复合涂层的平均稳态摩擦系数分别为0.65,0.62和0.64,比100%Al2O3和100%Cr2O3涂层高,摩擦性能差。
2.2.2 磨损性能
5种涂层表面磨损的SEM形貌见图4,由试样表面磨痕的宽度及长度计算出的磨损体积见图5。
由图4可知:100%A12O3涂层的磨痕非常浅,甚至未形成完整的沟槽,耐磨损性能明显好于其他4种涂层。由图5可知:5种涂层中50%Al2O3+50%Cr2O3涂层的磨损体积最大,耐磨损性能最差;100%Al2O3涂层的磨损体积最小,耐磨损性能最佳;其他3种复合涂层中70%Al2O3 +30%Cr2O3涂层的耐磨损性能较好,但仍比100%Cr2O3涂层和100%Al2O3涂层差。
2.3 摩擦磨损机理
试验中5种涂层磨痕表面都出现了明显的片状剥落和微裂纹。陶瓷属于脆性材料,塑性变形能力较差,所以在摩擦磨损过程中由于循环应力的反复作用,涂层表面会诱发出横向和纵向裂纹[9,10]。等离子喷涂层的结构为层状,层间存在孔隙、微裂纹等缺陷,层间界面呈弱机械结合,从而使层间结合强度远小于喷涂颗粒的断裂强度[2]。因此,表面疲劳裂纹沿涂层向内部亚表面扩展较为容易,且裂纹扩展速度较快。当裂纹迅速扩展并相遇时,就会造成涂层中扁平喷涂颗粒剥落,产生磨屑。如果这些磨屑在磨损过程中没有从磨痕处排出,则在对偶件的作用下会对涂层产生一定的犁削作用[11,12],加重涂层的疲劳,从而使疲劳裂纹区域内的涂层不断产生脱落。因此,本试验中陶瓷涂层的磨损机制主要应为磨粒磨损和疲劳磨损。
在整个摩擦磨损试验过程中,各种磨损机理的作用程度和时间是不断变化的[9]。对不同的涂层来说,即使是作用程度相同,作用效果也不尽相同,这主要是由于摩擦磨损过程中磨屑的排出和重新产生[11,13,14]。复合涂层的摩擦系数随磨损时间的延长达到最大值,之后先降低再升高,在升高到一定程度后逐渐进入稳定阶段。这种现象产生的原因:在磨合阶段产生的大量磨屑随着对偶件的运动从磨痕中排出,减小了磨屑对涂层的犁削,从而在过渡阶段开始时出现摩擦系数的降低;随着疲劳磨损的进行,喷涂层的层状结构很快又产生大量磨屑,这时摩擦系数就随之升高,此间涂层磨损机理主要是疲劳磨损;当磨痕达到一定深度,磨屑排出受阻,这时对偶件、磨屑和涂层就形成了三体磨损[11,12],摩擦行为进入稳定磨损阶段,摩擦系数开始趋于稳定,此间涂层磨损机理主要为磨粒磨损。100%Cr2O3涂层的摩擦系数随着磨屑排出降低到最小值后,在短时间内仅出现小幅升高就开始趋于平稳,与复合涂层相比其在稳定磨损阶段主要以疲劳磨损为主,磨粒磨损为辅,且磨损量较少。
陶瓷涂层的磨损率与摩擦系数有一定的关系,摩擦系数较大时磨损率也较大[7]。100%A12O3涂层在磨合阶段的最大摩擦系数比其他4种涂层低,涂层表面没有产生明显的磨痕,而且在过渡阶段摩擦系数是缓慢升高,说明其主要以疲劳磨损为主,辅以少量的磨粒磨损。涂层在摩擦磨损过程中产生的磨屑对涂层的摩擦系数和磨损量有重要的影响。磨屑越多,磨损环境就越恶化,磨损就进一步加剧。
复合涂层磨损体积高于100%Al2O3和100%Cr2O3涂层。涂层硬度越高,其抵抗变形能力越强,使磨损只发生在表面层[9],从而降低了涂层的磨损量;硬度越高,抵抗磨粒磨损的能力也就越强。所以,在稳态磨损阶段复合涂层主要以磨粒磨损为主,而100%Al2O3和100%Cr2O3涂层则以疲劳磨损为主。
3 结 论
(1)5种等离子喷涂层的磨损可分为磨合、过渡、稳定磨损3个阶段。稳定磨损阶段复合涂层的平均摩擦系数比100%Al2O3和100%Cr2O3涂层高。
(2)复合涂层的磨损量高于100%Al2O3和100%Cr2O3涂层,涂层的表面硬度对其有一定的影响。
(3)在磨损过程中5种涂层的磨损机理基本属于疲劳磨损+磨粒磨损。在稳定磨损阶段,复合涂层主要以磨粒磨损为主,而100%Al2O3和100%Cr2O3涂层主要以疲劳磨损为主。
(4)100%Al2O3和100%Cr2O3涂层的摩擦磨损性能要优于Al2O3/Cr2O3复合涂层。
循环流化床锅炉磨损机理浅析 篇2
关键词:循环流化床锅炉磨损措施
中图分类号:TK16文献标识码:A文章编号:1674-098X(2011)06(a)-0059-01
1 概述
循环流化床锅炉(CFB)是我国提倡发展的一种新型燃烧设备。循环流化床锅炉的特点是高效率低污染和排放综合利用率高,运行调整简单、维护检修方便、负荷调节范围大、氮氧化物排放低、易于脱硫灰、渣活性好、综合利用途径广等优点而备受青睐,近年来在电站锅炉、旧锅炉改造和燃烧各种固体废弃物锅炉等领域得到大力推广与应用。世界范围内也得到了很大的发展和推广。
从已投产的CFB锅炉运行情况看,磨损作为制压循环流化床锅炉正常运行的主要问题,它已成为电厂工作者普遍关心课题。锅炉的磨损与固体物料浓度、速度、颗粒特性和流动的几何形状等密切相关,循环流化床锅炉炉灰的浓度高,通常为煤粉炉的几十倍、几百倍,因此磨损就比其它类型锅炉严重。磨损不仅严重影响锅炉安全运行,还制约了循环流化床锅炉一些优点的正常发挥,从而增加设备运行维护费用,降低机组利用率,给企业生产带来损失。为此,本文具体以济南锅炉厂在辽河油田电力集团热电厂YG-240/3.82-M型循环流化床锅炉安装与运行为例,着重就循环流化床锅炉的磨损问题及处理设想进行初步的分析。
2 磨损机理分析
根据磨损的机理,循环流化床受热面磨损主要为冲击磨损。冲击磨损又分为冲刷磨损和撞击磨损。冲刷磨损是颗粒相对固体表面冲击角较小甚至接近平行的磨损。颗粒垂直于固体表面的分速度使它锲入被冲击的物体,而颗粒与固体表面相切的分速使它沿固体表面滑动,两个分速合成的效果起到刨削的作用。如被作用的物体经不起这种作用,如此经过反复、大量的作用,则固体表面将产生磨损。
3 循环流化床锅炉主要金属部件的磨损
3.1 布风装置
循环流化床锅炉布风装置的磨损主要是风帽的磨损,其中风帽磨损最严重的区域发生在循环物料回料口附近,原因主要是由于较高颗粒浓度的循环物料以较大的平行于布风板的速度分量冲刷风帽导致的。
3.2 炉膛水冷壁管
炉内水冷壁管的磨损主要集中在以下三个区域:①炉膛下部卫燃带与水冷壁管过渡区域管壁的磨损;②炉膛四个角落区域的管壁磨损;③不规则区域管壁的磨损。炉膛下部卫燃带与水冷壁管过渡区域管壁的磨损原因一是在过渡区域内由于沿壁面下流的固体物料与炉内向上运动的固体物料运动方向相反,在局部产生涡旋流;另一个原因是沿炉膛壁面下流的固体物料在交界区域产生流动方向的改变,因而对水冷壁管产生冲刷。炉膛四个角落区域的管壁磨损原因是角落区域内壁面向下流动的固体物料密度比较高,同时流动状态也受到破坏。不规则区域管壁(如穿墙管、炉墙开孔处的弯管等)的磨损原因主要是不规则管壁对局部的流动特性造成较大的扰动。
3.3 炉内受热面的磨损
循环流化床的受热面磨损主要反映在燃烧室管壁的磨损、炉膛角落区域磨损、炉顶受热面磨损、尾部受热面磨损等。炉膛内屏式过热器、水平过热器管屏的磨损机理与炉内水冷壁管的磨损机理相似,主要取决于受热面的具体结构和固体物料的流动特性。
3.4 对流烟道受热面的磨损
尾部对流受热面经常磨损部位:①炉膛出口至分离器进口烟道受热面;②省煤器及空气预热器两端。对流烟道受热面的磨损主要发生在省煤器两端和空气预热器进口处,产生磨损的主要原因是设计上考虑不周,安装时出现误差;另一个原因是受热面材质不好。
3.5 电除尘输灰系统磨损
我厂燃煤灰分较大,其灰分为47.8%,经过旋风分离器分离后通过尾部电除尘器进行回收。由于长时间的冲刷,出现输灰管异常磨损情况,在供暖运行高峰期,每周平均需要检修4次,既不利于锅炉的经济、稳定运行,同时也对环境造成了污染,提高了检修人员的劳动强度。
3.6 循环流化床锅炉内主要非金属 耐磨材料的磨损
循环流化床锅炉内主要非金属耐磨材料的磨损的位置有水冷壁布风板;燃烧室下部四周水冷壁表面;燃烧室内布置的水冷屏、过热器屏等下端表面及其穿墙处周围的水冷壁表面;燃烧室出口周围及出烟口流道内表面;旋风分离器整个内表面;料腿及回料装置内表面;分离器出口烟道内表面;尾部对流烟道入口内表面。
循环流化床锅炉耐磨材料破坏的主要原因和机理:一方面是由于温度循环波动和热冲击以及机械应力造成耐磨材料产生裂缝和剥落;另一方面是由于固体物料对耐磨材料的冲刷而造成耐磨材料的破坏。
4 對策
4.1 水冷壁防磨措施
①在密稀相交接处,采用过渡区设计,壁免在此区域产生涡流,改善水冷壁管磨损。②密稀相交接处,喷涂高480mm碳化钨防磨层,近400㎡。
4.2 炉内受热面防磨措施
①在分离器出口,尾部对流受热面第一、二排受热面管上安装耐高温抗氧化、耐磨不锈钢护板;尾部竖井进口烟道转向处,浇铸耐高温耐磨浇铸料,提高尾部受热面抗冲击、冲刷的耐磨性能。②在高过、低过、蒸发器及省煤器进口第一、二排水平取管及悬吊管垂直段都安装耐高温抗氧化耐磨防护板。③管式空预器改为卧式布置,即空气从管内流动,而烟气从管外流动,改善管式空预器烟气磨损。
4.3 耐磨材料的磨损防范措施
对于热应力和热冲击造成磨损,应特别重视耐火浇铸料骨架型式及布置合理性,加强烘炉质量验收。尤其重视低温烘炉工艺,经几台烘炉实践,我们均采用无焰烘炉工艺进行低温烘炉,结果低温烘炉质量得到保证。②对于固体物料耐火耐磨材料强烈冲刷而导致的破坏,在施工中则尽量减少形状突变,采用平缓过渡,降低冲击角,尽量减少此类附加冲击力。
5 结语
本人经过以上对循环流化床锅炉在磨损机理及防治办法上进行了一点肤浅的分析,应对该炉型搞好运行、掌握其特性、更好地治理磨损、起到一点抛砖引玉的作用。由于经验少,对循环流化床锅炉的运行和磨损机理了解的还不够。但我相信随着循环流化床锅炉技术的不断日趋完善和防磨技术的提高,只要我们共同努力,在目前防磨治理的基础上,思想再开阔一些,对磨损原因和机理的探索再认真一些,防范措施、治理力度再加强一些、磨损这一顽症一定能相应治理好,循环流化床锅炉这个新产品一定能在全国的发电和供热等各项事业中发挥出更大作用,一定能以它的独特优点逐渐取代目前市场上正在运行的其他任何炉型,一定能为社会和各企业发挥出他的重大经济效益、社会效益和环保效益,为缓解煤炭紧张局势作出贡献。
参考文献
[1]周一工.循环流化床锅炉的发展前景与目前存在的问题[J].发电设备,1996(9).
摩擦磨损机理 篇3
1 实验部分
1.1 材料
PTFE细粉:FR104-2,优级品,平均粒径25 μm,上海三爱富新材料有限公司;锡青铜粉:ZQSn6-6-3,平均粒径25 μm (-500目), 石家庄京元粉末材料有限责任公司。
1.2 仪器与设备
压力机(YXC-50(D)),上海西玛伟力橡塑机械有限公司;数控高温烧结炉(GS-151),成都天宇试验设备有限责任公司;摩擦磨损试验机(135/305),瑞士ALFRED J. AMSLER & CO.。
1.3 试样制备
(1)试样各组配比,见表1。
(2)试样制备:各种原料称量,用机械共混和冷压成形烧结的方法,制备不同配比(质量百分比)的PTFE复合材料。
1.4 性能测试
按照GB/T 3960-83进行摩擦磨损试验。磨损试样为6 mm×7 mm×30 mm。试验条件为:负荷245 N,线速度0.41 m/s,实验时间2 h,摩擦行程3 024 m,对磨件为45#钢,表面硬度40~45 HRC,表面粗糙Ra 0.4 μm。
磨损率计算公式:
{B·[(πR2/180)·arcsin(b/2R)-b(4R2-b2)1/2/4]}/N·L
式中:B——试样宽度,本试验中为7 mm
b——磨痕宽度
R——钢轮半径,为20 mm
L——滑动距离,为3 024 m
按照GB/T 1040.2-2006进行拉伸试验。试样为哑铃型试样,平直部分尺寸为60 mm×10 mm×4 mm。试验条件:拉伸速度50 mm/min。
按照GB/T 2411-2008进行邵氏硬度测试。试样尺寸为25 mm×20 mm×4 mm。
按照GB/T 1033.1-2008进行密度测试。
2 结果与讨论
2.1 锡青铜粉含量对PTFE复合材料物理及拉伸性能的影响
由图1~3可见,随着锡青铜粉填充的比例不断增大,PTFE复合材料的拉伸强度降低,邵氏硬度增大,密度变大。由图4可以看出,锡青铜铜粉在聚四氟乙烯中分散均匀,聚四氟乙烯被拉成有纤维状,属于典型的韧性断裂。锡青铜粉在聚四氟乙烯复合材料中为分散相,实际上是被分割在基体聚四氟乙烯构成的连续相中,如同水中的岛屿。假定锡青铜粉的颗粒之间没有空洞或气泡而完全充满聚四氟乙烯,那么在受力截面上聚四氟乙烯的面积必然小于纯聚四氟乙烯构成的材料。在外力作用下聚四氟乙烯从锡青铜粉颗粒表面被拉开,因承受外力的总面积减小,所以锡青铜粉填充聚四氟乙烯复合材料的拉伸强度较未填充体系有所下降。填料的加入常使聚合物材料的硬度增大。邵氏硬度的测试是将规定形状的压针,在标准的弹簧压力下压入试样,将压针压入试样的深度转换为硬度值,锡青铜粉填充聚四氟乙烯后材料的抗压大幅提高,压针压入的深入就会减小,硬度值变大[8,9]。
2.2 锡青铜粉含量对PTFE复合材料摩擦磨损性能的影响及机理分析
由图5~8可以看出,在填充锡青铜粉后,聚四氟乙烯复合材料的摩擦系数均有所降低,摩擦磨损性能有显著提高,干摩擦磨损率提高42~49倍,油润滑磨损率提高30倍;在干摩擦中,当铜粉填充量到40%时,磨损率的提高趋于平缓。在油润滑条件下,当铜粉填充量为20%时,磨损率的提高趋于稳定。铜粉对PTFE复合材料的抗磨能力的改善主要机理是对负荷的承载和导热,随着铜粉的增加,铜粉在复合材料的表面所占的比例越来越高,材料的压缩强度越来越大,在一定的负荷下其蠕变就越小,同时在干摩擦过程中,摩擦产生的热量通过铜粉散出,体系温度不会很高,也很大程度的降低了材料的磨损;在油润滑条件下,PTFE复合材料和对磨件形成了较稳定连续的油膜,由于油膜优异的润滑作用和铜粉的承载,整个材料的磨损大幅降低。
由图9可见,在干摩擦时,磨损表面有明显的犁沟,属于典型的磨粒磨损,且该磨损表面有很多空穴,且铜粉与聚四氟乙烯基体结合处有较多裂纹,属于表面疲劳磨损。因此可以判断在干摩擦过程中,材料的磨损伴随着磨粒磨损和疲劳磨损,且以疲劳磨损为主,因为在疲劳磨损的过程中,其空穴中的粒子剥落,从而在磨损表面形成磨料,进而出现犁沟[10]。在磨损过程中,表面受到周期性的交变载荷,在表层上部分微凸体互相作用,使接触区域产生很大的变形和应力,在表层和亚表层形成裂纹,部分结合较差的铜粉从基体里脱落,基体就形成了微小孔洞,同时脱落的铜粉颗粒在磨损表层形成了磨粒磨损。由于疲劳磨损产生了微小裂纹出现在锡青铜粉与PTFE基体界面处,且锡青铜粉在磨损过程中优先承担了载荷,减小了PTFE基体承受的压应力和剪切应力,阻止了疲劳裂纹的进一步扩展,同时可以提高PTFE复合材料的导热性能,摩擦生热易排除,降低了PTFE基体的磨损[11]。
由图10可见,在油润滑时,磨损表面基本平滑,但也有些疲劳磨损产生的空穴,仅有极小比例的锡青铜粉脱落。由于润滑油膜的存在,并有锡青铜粉优先承载作用,聚四氟乙烯容易在摩擦对偶件表面上形成连续稳定的油润滑转移膜,减小了PTFE基体的磨损。
本文取3#试样做了水介质下的摩擦磨损试样,在水润滑条件下,其摩擦系数为0.14,磨损率为23.6×10-6 mm3/(N·M)。在水润滑条件下,由于在水的润滑作用,其摩擦系数要低于干摩擦;水润滑时,锡青铜粉填充聚四氟乙烯材料与45#钢形成摩擦副,在PTFE/锡青铜粉复合材料摩擦表面上几乎看不到片状PTFE磨屑,伴有大量锡青铜粉富集现象,局部有锡青铜粉脱落,形成了微小空位,200倍微观形貌类似于河床中水冲刷后的鹅卵石地质形貌,锡青铜粉之间有许多不规则的间隔距离,参见图11。对偶件相互摩擦时,锡青铜粉在摩擦表面富集,优先承担了载荷,减小了PTFE基体承受的压应力和剪切应力,有效地阻止金属凸峰深入PTFE表面,阻挡了对偶面的犁切,刨削深度较小。但是由于水的存在,在对偶面摩擦过程中,水流将PTFE转移膜冲刷掉了,导致PTFE转移膜不断地再形成,不断地被破坏,所以水润滑条件下的磨损率比干摩擦、油润滑条件下更大。水润滑时,PTFE复合材料摩擦磨损性能与摩擦面上转移膜耐水冲洗稳定性密切相关。
3 结 论
(1)锡青铜粉填充聚四氟乙烯后,拉伸强度降低,邵氏硬度增大,且随着填充量的增加,其拉伸强度下降的越多,邵氏硬度增幅越大。
(2)在填充锡青铜粉后,聚四氟乙烯复合材料的摩擦磨损性能显著提高,干摩擦磨损率提高42~49倍,油润滑磨损率提高30倍;在干摩擦中,当铜粉填充量到40%时,磨损率的提高趋于平缓。在油润滑条件下,当铜粉填充量为20%时,磨损率的提高趋于稳定。
(3)在水润滑条件下,铜粉填充的聚四氟乙烯摩擦磨损性能不稳定,其在水的冲刷下,转移膜不能稳定存在,导致磨损加剧,其磨损率处于干摩擦和油润滑之间。
(4)锡青铜粉填充聚四氟乙烯复合材料在磨损过程中主要以疲劳磨损为主,在干摩擦时伴有磨粒磨损。
摘要：研究了锡青铜粉不同含量的聚四氟乙烯(PTFE)复合材料的摩擦磨损性能,以及添加后对其力学性能的影响,并研究不同润滑介质下的摩擦磨损机理。结果表明:填充锡青铜粉后材料密度增大,邵氏硬度变大,拉伸强度下降;磨损率大幅下降;磨损过程以疲劳磨损为主,在干摩擦条件下伴有磨粒磨损。
摩擦磨损机理 篇4
在无介质条件下摩擦时,Al2O3/TiC陶瓷具有很高的摩擦系数和磨损率,因此工程应用受到限制。因而如何改善陶瓷的摩擦磨损特性成为研究的热点。改善陶瓷摩擦副摩擦性能的一种方法就是使材料滑动表面本身具有润滑性能[3]。有研究表明在陶瓷基体中加入固体润滑剂制备出自润滑陶瓷,是实现自润滑的一条途径,能够改善陶瓷的摩擦磨损特性[4,5]。
CaF2是一种良好的固体润滑剂,已得到广泛应用,它具有层状结构,在剪切力的作用下很容易产生滑移[6]。CaF2是一种很好的高温润滑材料,在250～700℃范围内能有效进行润滑,即使温度超过1000℃仍能保持良好的润滑性能,在高温下由脆性向塑性转变而具有润滑性[7],另外,在摩擦过程中CaF2中的元素氟与磨损表面所起的化学作用也是其具有润滑性的重要原因[8]。
对自润滑陶瓷进行的已有研究表明[9,10,11,12],自润滑陶瓷的摩擦界面处往往会产生一层薄膜,正是这层薄膜的产生改善了陶瓷的摩擦磨损性能。当薄膜生成时,能够明显降低摩擦系数和磨损率。
本工作采用Al2O3/TiC作为基体,CaF2作为固体润滑剂,采用热压工艺制备出了Al2O3/TiC/CaF2自润滑陶瓷材料,并对其摩擦磨损特性进行了研究,揭示了自润滑膜的形成机理及对摩擦磨损性能的影响。
1 实验
所采用的氧化铝粉末为α-Al2O3,纯度>99.9%(质量分数,下同),密度为3.99g/cm3,粉末平均粒径<0.8μm。所采用的TiC粉末纯度 >99.8%,密度为4.93g/cm3,粉末平均粒径<0.5μm。所采用的CaF2粉末为分析纯,纯度 >98%。将Al2O3粉末和TiC粉末按体积比45%∶55%进行配比,并添加一定质量比的CaF2进行混合。将配好的原料在酒精介质中湿混24h,经干燥,过筛,将混合粉料装入石墨模具中,在氮气保护下热压烧结,烧结温度为1650～1750℃,压力32MPa,保温10～30min。
将Al2O3/TiC/CaF2(ATF)陶瓷材料制成尺寸为3mm×4mm×36mm的试样,采用三点弯曲法测量复合陶瓷材料的抗弯强度,跨距为30mm,加载速率为0.5mm/min;用显微Vickers硬度计测量材料的硬度;采用压痕法测量试样的断裂韧性。力学性能测试结果列于表1。
摩擦磨损实验在MRH-3型高速环块摩擦磨损试验机上进行。采用环-块配副方式,试块用Al2O3/TiC/CaF2陶瓷制成,尺寸为12mm×16mm,在实验
前,陶瓷试样需经过粗磨、精磨后,抛光至表面粗糙度Ra=0.1μm,然后将所有的试样在丙酮中超声清洗两次,待其干燥后待用。磨环用硬质合金(YG8)制成,其表面粗糙度Ra=0.08μm,外径为50mm,内径为35mm,每进行一个陶瓷样品实验均更换新磨环。用体积计算法得出磨损量,结果取6个试样数据的平均值,摩擦3min后取摩擦系数。用扫描电子显微镜(SEM)分析试样磨损表面形貌。
2 结果与讨论
2.1 Al2O3/TiC/CaF2的摩擦磨损性能及减摩机理
图1示出了载荷为70N条件下Al2O3/TiC/CaF2与硬质合金配副时,CaF2含量与摩擦速度对摩擦系数的影响。可以看出:在本工作实验条件下,Al2O3/TiC/CaF2陶瓷材料的摩擦系数随CaF2含量的增加而逐渐降低,而未添加固体润滑剂的Al2O3/TiC陶瓷的摩擦系数在相同条件下要高于Al2O3/TiC/CaF2陶瓷。随着摩擦速度的增加,各种陶瓷材料的摩擦系数均出现下降趋势。这是由于CaF2是一种优良的高温固体润滑剂,在室温至1000℃时具有良好的化学稳定
性,并且在500℃以上的机械摩擦过程中因发生由脆性向塑性的转变而具有良好的高温润滑性能[12],但在室温下润滑性并不好,随着摩擦速度和载荷的增加,摩
擦温度也不断增加,这就导致了摩擦系数的降低。
图2示出了在速度为400r/min,载荷为70N条件下CaF2含量对Al2O3/TiC/CaF2摩损率的影响。可以看出,当CaF2含量小于10%时,磨损率随着CaF2含量的增加而降低;当CaF2含量继续增加时,Al2O3/TiC/CaF2磨损率随CaF2含量增加而迅速升高。根据Evans[11]关于磨损的脆性断裂模型,陶瓷材料的磨损性能与硬度和断裂韧性有关,所以添加CaF2含量为10%的材料耐磨性较好。
图3示出了未添加固体润滑剂的Al2O3/TiC陶瓷的典型磨损表面照片,可以看出,表面存在许多明显的机械耕犁划痕,磨损表面存在粉状磨屑,呈现出典型的磨粒磨损特征。
图4a示出了ATF2自润滑陶瓷材料在速度为400r/min,载荷为70 N条件下的磨损表面形貌SEM照片。可以看出,相对于Al2O3/TiC陶瓷的磨损表面,ATF2的磨损表面没有明显的机械犁沟,也没有明显的磨屑,其磨损表面形成了固体润滑膜,并使Al2O3/TiC/CaF2陶瓷材料在高速高载荷下具有较低的摩擦系数。这层膜在摩擦热下处于塑性或软化状态,在摩擦过程中的剪切强度较低,从而表现出减摩作用。
对ATF自润滑陶瓷材料摩擦面形成的润滑膜进行了EDS能谱分析,发现润滑膜中含有大量的CaF2。图4b示出了ATF自润滑陶瓷材料摩擦面形成润滑膜的F元素面扫描照片,结果表明,磨损表面存在大量的F元素,CaF2的含量明显高于基体中的含量。这表明基体中的CaF2在摩擦过程中已经析出,并拖覆在摩擦表面形成了一层固体润滑膜。
2.2 Al2O3/TiC/CaF2自润滑膜的形成过程
根据ATF自润滑陶瓷的摩擦磨损特点,提出固体润滑剂在摩擦过程中形成自润滑膜的机理模型,并示出了磨损表面上自润滑膜生成过程中对应阶段的SEM照片,如图5所示。图5a示出了自润滑陶瓷在刚开始阶段,表面还未磨损的状态;由图5b可以看出,当自润滑陶瓷未磨损时,其表面各相组织分布均匀,没有明显的第二相团聚现象;当自润滑陶瓷进行摩擦磨损实验时,摩擦会产生大量摩擦热,处于自润滑陶瓷表层的固体润滑剂受到摩擦热和摩擦应力的作用,被“挤压”出表面,如图5c所示;从图5d可以看出,在摩擦初始阶段,固体润滑剂开始析出,并在自润滑陶瓷表面开始拖覆。由于固体润滑剂的硬度和剪切强度较低,特别在摩擦温度较高的情况下,固体润滑剂CaF2处于塑性状态, 所以露出表面的固体润滑剂在摩擦作用下,容易被拖覆在陶瓷表面,如图5e所示;从图5f可以看出,当摩擦过一段距离后,固体润滑剂开始大量在自润滑陶瓷表面拖覆;当大量固体润滑剂颗粒在表面被拖覆时,便形成了一层固体润滑膜,如图5g所示;从图5h可以看出,固体润滑剂大量在表面拖覆后,形成了较大面积的固体润滑膜。固体润滑膜的形成能够有效减少黏着现象的发生,起到降低摩擦系数的作用。
2.3 Al2O3/TiC/CaF2的自润滑膜的损坏及再生机理
图6示出了ATF自润滑材料磨损表面润滑膜出现裂纹的SEM照片。在摩擦过程中,一方面,由于较大拉应力的存在以及疲劳损伤可导致裂纹的产生与扩展;另一方面,由于固体润滑膜和基体之间存在不同的热膨胀系数,摩擦过程中摩擦热的产生,使润滑膜与基体产生热应力(Al2O3的热膨胀系数为8.4×10-6/℃,TiC的热膨胀系数为7.74×10-6/℃,CaF2的热膨胀系数为16.7×10-6/℃),当应力达到一定值时,润滑膜由于强度较低,便会产生裂纹[12],同时,由于摩擦温
度分布不均匀,会进一步加大热应力。因此可知,ATF自润滑材料润滑膜裂纹的产生是由机械应力和热应力共同作用的结果。裂纹的出现最终会导致润滑膜产生磨损、剥落。固体润滑膜的一般破坏可分为固体润滑膜的厚度不断减小、裂纹的产生、裂纹的扩展和润滑膜的剥落四个阶段。图7示出了ATF自润滑材料磨损表面润滑膜出现部分剥落的SEM照片。在润滑膜剥落的部位重新露出了基体的新鲜表面,摩擦副
与这一新鲜表面重新接触,进入自润滑膜的重新生成过程。这样就形成了自润滑膜的生成、破损、脱落与再生的循环过程。
3 结论
(1)ATF自润滑陶瓷材料的摩擦系数比未添加固体润滑剂CaF2的Al2O3/TiC明显降低,其摩擦系数随CaF2含量的增加而下降,而磨损率则以ATF2较小。
(2)ATF自润滑陶瓷材料在摩擦表面明显地形成了自润滑膜,这层润滑膜存在于摩擦副之间,从而明显降低摩擦系数。ATF自润滑陶瓷材料中的固体润滑剂在摩擦热和摩擦力作用下,析出摩擦表面,当大量固体润滑剂析出并在摩擦表面拖覆时,便形成了自润滑膜。
(3)由于机械应力和热应力的共同作用,自润滑膜会产生裂纹,从而导致其破坏、脱落。在润滑膜剥落的部位与摩擦副重新接触,进入自润滑膜的重新生成过程。这样就形成了自润滑膜的生成、破损、脱落与再生的循环过程。
参考文献
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高铬钢摩擦磨损性能研究 篇5
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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摩擦磨损机理 篇6
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7
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8
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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