摩擦机理（共6篇）
摩擦机理 篇1
0引言
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
随着工业和技术的发展,以及材料工作者的不懈努力, 石墨材料获得了长足的进步,在工业上获得了广泛的应用。 但现代工业的飞速发展对石墨材料仍然不断提出新的性能要求,如下述方面的工业新需求为石墨材料的发展提出了新的挑战:石墨在低温及超低温下的应用,石墨在真空中的应用,石墨在辐照下的应用等。另外,天然石墨难于做成整体材料,粘附性差影响涂层性能等,这些也阻碍了石墨材料的应用与发展。因此,针对工业应用对石墨材料性能的要求, 有必要更深入地研究石墨的润滑机理,从而进一步提高石墨的性能。
摩擦机理 篇2
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。
摩擦机理 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。
摩擦机理 篇4
一、企业策略行为与国际贸易摩擦的形成机理
研究企业策略行为可以从市场和非市场两方面进行, 从而分别通过企业市场策略行为和非市场策略行为了解企业行为策略与国际贸易摩擦的形成机理。
1. 企业市场策略行为与国际贸易摩擦的形成机理。
企业在国际贸易的大形势下面对外国企业进入国内市场的局面, 采取了一些市场策略, 这些策略分别从产品、资源供应、经营等方面帮助企业提高国内竞争力的同时, 也与国际贸易形成了摩擦, 阻碍了国际经济的发展。 (1) 企业在产品方面的行为策略与国际贸易摩擦的形成机理。国际企业在进入中国市场时, 根据中国人的经济条件在市场投入了大量的低档产品, 这些产品普遍价格较低, 使一些企业的利益减少。面对这种情况, 一些企业采取了生产低质量低价格的产品进行竞争, 与外国企业打起了价格战。还有一些公司通过模仿外国产品进行获利, 使得中国的山寨产品层出不穷。这些质量差的产品也进入国际市场, 在一些国家受到了抵制。这些企业产品方面的行为策略造成了经济的恶性循环, 形成了与国际贸易的摩擦。 (2) 企业在资源供应方面的行为策略与国际贸易摩擦的形成机理。由于自然资源是有限的, 所以资源的竞争对企业来说是至关重要的。一些本地企业为了保证供应商的资源只为自己所用, 签订了长期的合作合约, 形成对市场资源的垄断, 来防止其他企业的进入。而国外一些资金充足的企业面对这种情况往往会自己建立起资源供给的路径, 反过来对供应商进行资源垄断。无论哪种垄断对发展市场经济都是有局限性的, 在经济危机时造成企业倒闭的几率也较大。这些企业在资源供应方面的行为策略与国际贸易形成了摩擦, 不利于社会经济的发展。 (3) 企业在营销方面的行为策略与国际贸易摩擦的形成机理。国际企业在进入中国市场时, 带来了不同于本土企业的营销方式。不同的营销方式在面对中国市场时也产生了相应的摩擦。比如直销的模式远远不同于传统的销售模式, 其低成本的销售模式引起了国内行业的关注, 然而这种模式是有其相关的文化背景的, 在一些公司的非理性学习之下变成了传销。因此产生了一些企业对外国企业销售的误解与反感, 导致外国企业不得不进行传统销售模式的建立。另一方面, 学习了传销手段的本土企业也对市场经济发展起到了负面影响。这些企业间的营销模式互相干扰, 阻碍了国际贸易的发展, 彼此的行为策略与国际贸易也产生了一定摩擦。
2. 企业非市场策略行为与国际贸易摩擦的形成机理。
对于企业来说, 成功不仅仅取决于市场力量, 也需要靠非市场力量的帮助。怎样在知识产权获取、政务帮助、企业联盟和社会影响力等方面取得成功, 也是企业制定行为策略的考虑因素。同样, 企业在非市场策略行为方面也会与国际贸易产生一定的摩擦。 (1) 企业在知识产权方面的行为策略与国际贸易摩擦的形成机理。由于我国在入世以前对知识产权的概念较弱, 国外企业进入后与本土企业之间对知识产权的争夺较为激烈, 企业也产生了知识产权方面的行为策略进行获利。一方面在一些企业的知识产权较弱的时候, 自己的品牌被外国企业纳入, 这些外来企业将别人的品牌和技术变成了自己的知识产权, 引起了本土企业对其进行市场攻击。另一方面, 国内的知识产权法律不健全, 国外企业在本土发展时, 自己的品牌被多家企业变相模仿盗用, 在得不到法律约束的情况下, 使得这些企业在本行业的竞争力下降, 经济发展缓慢。企业之间对于知识产权方面的不良行为策略, 遏制了企业的经济发展, 与国际贸易之间产生了摩擦。 (2) 企业在争取政府帮助方面的行为策略与国际贸易摩擦的形成机理。任何企业的繁荣发展都离不开政府的支持与帮助。在面对地方有限市场的情况下, 外来企业与本土企业在争取政府帮助的方法上展开了博弈, 制定了各种各样的行为策略。比如一些企业为了放宽行业标准, 用对地方政府资金资助或是人员收买等行为获得政府的许可。这样的竞争给行业内的其它企业带来了危机, 使得其它企业经济发展受到抑制。还有一些地方企业采用保护本土企业的策略来获得政府支持, 打着政府专用的旗号在行业内做不正当的竞争。企业对争取政府帮助方面的一些行为策略其实是对其他企业的一种打压策略, 给国际贸易的发展带来了阻碍, 也与国际贸易间产生了摩擦。 (3) 企业在联盟方面的行为策略与国际贸易摩擦的形成机理。每个国家的行业发展状态都是不同的, 一个地区行业中的企业发展状态是大致相同的。因此, 在外来企业进入时, 当地同一行业的企业会感受到共同的压力, 常常会进行联盟, 进而抵制外来企业的进入。而外来企业的文化背景不同, 常常也无法融入当地行业的发展, 只好和其他外企形成联盟抵制本地企业的打压。这种企业联盟的形成实际上只会造成经济发展的僵局, 增加企业间的摩擦, 阻碍国际贸易的发展。因此, 企业在联盟方面的一些行为策略与国际贸易形成了摩擦。 (4) 企业在社会影响方面的行为策略与国际贸易摩擦的形成机理。企业的社会影响力会直接影响到企业的产品销售和人员招聘。一些企业在社会影响方面的行为策略的制定, 常常是以不了解行业情况的社会群众为对象的。比如电子行业的一些外企, 无论什么产品都对外宣称其技术领先于中国, 引起人民群众对中国电子产品的排斥, 使得一些技术好的本土企业经济受到了抑制。另一方面, 针对人民群众对外企管理模式的不了解, 同时也为了人才的竞争, 一些本土企业对类似日企的一些企业形象进行抹黑, 大力宣传对方的负面消息, 给外企造成了招工难的困境。这些互相刁难的企业行为策略, 只会增加企业间的矛盾, 增加与国际贸易的摩擦。
二、企业策略行为与国际贸易摩擦的治理途径
企业策略行为与国际贸易的摩擦严重影响了全球经济的发展, 由于摩擦来自于市场和非市场两方面, 因此, 治理企业策略行为与国际贸易摩擦的途径也可以从这两方面来找寻。
1. 企业市场策略行为与国际贸易摩擦的治理途径。
针对企业在市场上各方面的策略行为与国际贸易产生的摩擦, 同样需要从市场上的各个途径去治理, 从而保证国际贸易市场的稳定发展。 (1) 提高市场产品质量的治理途径。无论是为了提高大众的生活质量, 还是为了减少贸易摩擦和保证市场的良性竞争与发展, 提高市场产品的质量都是一种科学的治理途径。通过政府对产品质量的严格把关, 让企业了解到价格战只会使企业遭受损失, 保证产品质量才是企业长久发展的硬道理。另外政府要对低质量产品的出口进行限制, 减少国际上对外来产品的抵制力量。再者, 政府应该设立奖项鼓励企业对高质量产品的开发, 引领企业提高市场产品的质量。企业间对提升产品质量的良性竞争, 能为治理企业市场策略行为与国际贸易摩擦提供力量。 (2) 完善资源供给体制的治理途径。虽然中国的资源广阔, 但是合理的资源供给才能保证资源的长期利用。一方面, 一个企业应该拥有多地区的供应商, 不能进行一个供应商的资源垄断。而一种资源也不能只有一个开发商, 这样就保证了资源不被垄断, 充足的资源供给防止了企业间对资源的掠夺争抢。另一方面, 为了保证资源的合理利用, 每个企业和供应商使用的资源越多, 就需要对政府缴纳更多的税收, 这样也可以防止企业对资源进行囤积, 保证行业中其他企业的资源供给。因此, 完善资源供给的体制, 是减少企业市场行为策略与国际贸易摩擦的合理途径。 (3) 规范企业营销方式的治理途径。企业的销售对于企业获利起着至关重要的影响。因此, 企业间的销售竞争是引起企业摩擦的重要因素。企业在进行销售前要做好行业的调查, 明确行业规范, 保证自己的营销方式符合行情。对于不和理的企业营销方式, 政府要及时制止, 勒令其停业整顿, 保证行业内其他企业的基本利益。因此, 规范企业营销方式, 对减少企业摩擦和企业市场行为策略与国际贸易摩擦起到了积极的作用。 (4) 开发企业新市场的治理途径。本地企业之所以产生各种市场行为策略, 往往是因为感受到同一市场上越来越多的国际竞争者给予的压力。而国际企业面对本地企业的压力, 也产生了相应的市场行为策略。在这些企业互相打压下, 才有了企业市场行为策略与国际贸易的摩擦。想要减少这种摩擦, 则需要减轻本地企业所承受的市场压力。开发本地企业的新市场可以分担企业对现有市场的注意力, 扩大企业的规模, 甚至帮助本地企业登上世界经济的舞台。只有不断开发新市场让企业看到广阔的发展前景, 才能让企业自主减少市场行为策略与国际贸易的摩擦, 积极的参与到全球经济一体化的建设中。
2. 企业非市场策略行为与国际贸易摩擦的治理途径。
根据企业与国际贸易产生摩擦的非市场策略行为研究知道, 对企业与国际贸易摩擦的治理, 可以通过健全知识产权法律法规、转变政府职能等方面。 (1) 健全知识产权法律法规的治理途径。为了避免企业间对知识产权的恶性竞争, 一方面要建立完善的知识产权鉴定机构, 制定合理的法律法规, 避免盗取他人知识产权的现象发生。另一方面建立对盗版和模仿他人品牌的企业严格惩处的制度, 打消企业对知识产权的轻视态度。总之, 通过保护企业的知识产权, 建立完善的知识产权法律法规, 可以减少企业间的摩擦, 达到对企业非市场行为策略与国际贸易摩擦的治理。 (2) 转变政府职能的治理途径。企业为了获取政府帮助而实行的行为策略与国际贸易摩擦的治理, 需要通过转变政府职能来实现。建立对政府监督的组织机构, 可以推动政府职能的转变, 使得政府严格管理企业遵守行业标准的同时, 更公平的选择企业进行支持帮助。另外, 政府职能的转变还可以对不正当竞争的市场进行清理和监督。所以, 转变政府职能是治理企业非市场行为策略与国际贸易摩擦的良好途径。 (3) 企业联盟国际化的治理途径。打破本地企业的联盟, 让本地企业看到与国际企业联盟的好处, 是保证企业在国际范围内互相帮助的途径。不同国家的企业在行业发展中有着各自的优势, 将这种优势结合既能促进国际经济的发展, 也能减少企业间的摩擦。因此, 促进企业联盟的国际化, 对于消除企业在企业联盟方面的行为策略与国际贸易的摩擦有着积极的影响。 (4) 保证企业积极正面的社会影响的治理途径。只有避免企业对竞争对手的恶意宣传, 保证企业积极正面的社会影响, 才能减少企业间的恶性竞争。一方面对于恶意抹黑对手的企业要建立严格惩处的法律制度, 对企业的行业道德加以管束。另一方面, 加大对媒体的管制, 减少对企业不实的负面消息报道, 保证企业的正面形象的树立。通过对企业社会影响的治理, 促进企业间的和谐发展, 减少企业行为策略与国际贸易的摩擦。
三、结论
全球经济的一体化现象导致了企业行为策略与国际贸易的摩擦产生, 本文通过企业市场行为策略和非市场行为策略两方面对摩擦的形成和治理做了简单的分析。然而随着经济的发展, 企业行为策略与国际贸易摩擦的形成机理也会随之变化, 面对这种情况, 广大的国际贸易研究者只有不断的对摩擦形成机理进行探讨, 找出摩擦的治理途径, 才能保证世界经济的长久稳定发展。
参考文献
[1]陈诗阳.企业策略行为与国际贸易摩擦的形成机理及治理路径[D].复旦大学, 2009.
[2]闫克远.中国对外贸易摩擦问题研究——基于结构的视角[D].东北师范大学, 2012.
摩擦机理 篇5
钢铁基表面复合材料不仅具有钢铁的优点,还具有增强相的性能,目前已在冶金、矿山电力、航空航天、电子、汽车等领域得到了广泛运用。钢铁基表面复合材料比整体复合材料成本低,综合性能更好,且制造工艺简单,更能有效地发挥两者的优势,更适用于仅在表面承受磨损、冲击、腐蚀等作用的工件[1,2]。
碳化物陶瓷强度高、硬度高,与基体润湿性良好,抗磨损性能优异,很适合作为钢铁基表面复合材料的增强体。如WC颗粒增强钢基表面复合材料具有较优异的抗磨损性能,在200 ℃时表现为黏着磨损和疲劳磨损,在 300～600 ℃时为氧化磨损和疲劳磨损,其磨损过程为氧化与剥落交替进行的动态磨损[3];SiC陶瓷/高铬铸铁复合材料的耐磨性优于SiC陶瓷/高锰钢复合材料,但SiC陶瓷/高锰钢复合材料的界面结合更好[4];激光涂覆Fe - SiC复合材料硬度越高、耐磨性越好,但摩擦系数却随着SiC含量的增加而增加[5];TiC颗粒增强的铁基复合材料与基体及FeCrBSi熔覆层相比,其耐磨性更好、摩擦系数更低[6]。
碳化钽(TaC)硬度为1 800 HV,熔点达3 740～3 880 ℃,弹性模量为371～389 GPa,是钢铁基表面复合材料的理想增强体[7,8]。由于TaC与铁的密度相差较大,采用传统的工艺难以与钢铁基体复合。为此,本工作采用原位反应,充分利用Ta与C原子之间的高效反应及结合效率,制备碳化钽/灰铸铁(TaC/Fe)表面复合材料,分析了其组织形貌特征,研究了其摩擦磨损行为及机理。该工艺克服了传统表面复合材料制备工艺复杂、与基体结合力差及成本高等问题。
1 试 验
1.1 TaC/Fe复合材料的制备
以纯度为99.95%的Ta板和HT300灰铸铁为试材,以提供原位反应过程中所需要的Ta原子和C原子,具体过程如下:
(1)将Ta板用超声波酒精清洗30 min后烘干,裁剪成10.0 mm×10.0 mm×0.2 mm,并固定于15 mm×10 mm×10 mm的石墨坩埚中;
(2)将HT300灰铸铁熔融于1 400～1 430 ℃时浇注到石墨坩埚内,与Ta板复合后,在石英砂中迅速冷却后脱型清理,即得到Ta板 - HT300复合预制体;
(3)将复合预制体放入GSL - 1400型管式电阻炉石英管,通入200 mL/min的高纯氩气进行保护,以5 ℃/min的速度升温至1 160 ℃,保温60 min后随炉冷却[9],即得到以灰铸铁为基体的TaC/Fe表面复合材料,线切割成4.0 mm×4.0 mm×3.0 mm备用。
1.2 磨损试验
在自行设计的HT - 1000摩擦磨损试验仪上进行干摩擦磨损试验,其原理见图1:将复合材料试样固定于夹具下方,摩擦副45钢固定于圆盘中心,在夹具上方加载荷。试验中,试样、夹具保持静止,摩擦副随圆盘做圆周运动,与试样对磨。试验参数:电机频率5 Hz,圆盘转速为280 r/min,时间30 min,温度25 ℃,相对湿度为60%～70%,外加载荷分别为5,10,15,20 N。
1.3 测试分析
(1)形貌
用4%(摩尔分数)硝酸酒精溶液对TaC/Fe表面复合材料进行腐蚀后用VEGA 3TESCAN型含能谱仪(EDS)的扫描电镜(SEM)观察其显微形貌、分析其成分。
(2)摩擦学性能
利用摩擦磨损试验仪自带的测试软件测试不同时间点的摩擦系数;每次试验后称量试样的质量并计算磨损量。
2 结果与讨论
2.1 TaC/Fe表面复合材料的形貌及成分
图2为TaC/Fe表面复合材料的微观形貌。由图2可知:(1)表面复合材料组织结构均匀,为典型的梯度复合,增强相颗粒由外到内呈梯度分布,增强区与基体之间过度良好,没有明显的结构缺陷;(2)增强区可分为2层,A层增强相颗粒密度较大,分布较均匀,增强相颗粒多呈现规则的长方体形状,B层增强相颗粒密度较小,分布均匀,增强相颗粒为长方体和正方体,增强区与基体之间为良好的冶金结合;(3)增强体TaC颗粒尺寸细小(<1 μm),均呈现出较规则的形状,结晶完整。
表1为增强区B层中长方体增强体和正方体增强体的能谱分析结果。由表1可知,增强相颗粒中主要存在Ta和C原子,比例接近1 ∶1,说明增强相颗粒均为TaC。
2.2 摩擦系数及磨损量
不同载荷下,TaC/Fe表面复合材料的摩擦系数见图3。由图3可知:前10 min,各载荷下摩擦系数有一定的波动,无规律性;在10 min的磨合期之后,摩擦系数趋于稳定;在10～30 min的稳定期内,摩擦系数波动较小,随着载荷的增加,摩擦系数逐渐下降,下降速度逐渐变缓;在5,10,15,20 N的载荷下,平均摩擦系数分别为0.31,0.25,0.21,0.19。
以上结果的形成原因如下:
在摩擦的初始阶段,对磨面的粗糙度较大,真实接触面积小且分布不均匀,导致摩擦系数不稳定;随着摩擦的进行,对磨面粗糙度逐渐减小,对磨面的真实接触面积增大,经过一段时间后,对磨面的粗糙度不再明显变化,真实接触面也趋于稳定,磨损进入稳定阶段,摩擦系数趋于稳定。
经过一定时长的初始阶段后,试样与摩擦副之间的真实接触面积以及单位面积上的压力相对平稳[10],由摩擦系数公式μ=f/F可知,摩擦系数μ与载荷F和摩擦力f有关,而f与摩擦副的真实接触面积Ar成正比: f=k1·Ar。又根据赫兹接触理论Ar=k2·F2/3(F为载荷)可以得出μ=k1·k2·F-1/3。由此可见,摩擦系数随着载荷的增加而下降。
不同载荷下,TaC/Fe表面复合材料的磨损失重见图4。由图4可知,TaC/Fe表面复合材料的磨损量随载荷的增大而增加:在5,10 N下,磨损量的增加较为平缓;15,20 N下,磨损量明显增加;磨损量整体较低,4种载荷下磨损量分别只有0.000 9,0.002 1,0.007 2,0.010 8 g。
黏着磨损是摩擦磨损中最基本的磨损形式,理想状态下同种材料的磨损系数k和硬度H为定值,根据黏着磨损公式undefined可知,体积磨损率ω与载荷F成正比[10]。本工作中由于磨损机制不仅仅为黏着磨损,从而使其摩擦系数k不为常数,故磨损量与载荷之间的关系呈现出如图4的变化规律。
2.3 磨损形貌及机理
复合材料表面的磨损形貌能直接反映出该材料的磨损特征行为,是判定磨损机制最直接、主要的依据[11]。图5为复合材料在不同载荷下的磨损形貌。由图5可知:载荷为5 N时,复合材料表面有明显的层片剥落坑和轻微的磨痕,部分地方还有黏着的片状磨屑,表现为典型的黏着磨损状态;10 N时,磨损表面呈现出均匀分布的犁沟,还有少量的剥落坑,表现出明显的磨粒磨损特征;20 N下,复合材料磨损表面除有少量的犁沟和剥落坑外,还有鳞片状的疲劳剥落,是疲劳磨损导致的,磨损表面除了有TaC颗粒拔出留下的坑洞外,还有部分碎裂的TaC颗粒和裂纹,此裂纹主要出现在TaC颗粒与基体结合处及坑洞周围。
由此可知,无论载荷多大,以上几种磨损机理同时存在,其原因如下:(1)复合材料中HT300灰铸铁与45钢摩擦副材质相近,具有相似的特性,摩擦过程中易形成黏着点,摩擦力的长时间作用使黏着点扩展为黏着面,摩擦力的反复作用使黏着面脱落,形成片状的脱落坑,脱落的片状磨屑停留在磨损表面,由于高硬度的TaC颗粒对基体有微切削作用,在其上留下了轻微的磨痕;(2)HT300灰铸铁硬度不高(约200～300 HV0.5 N),弹性模量低,抵抗外力能力差,摩擦开始时,表面发生弹性形变,使复合材料中部分TaC颗粒脱落并随着试样的转动而移动,在载荷的作用下,复合材料表面留下深浅不一的犁沟;(3)在磨损过程中,磨损表面接触压力随转动的方向、时间而不断变化,TaC颗粒具有微切削作用,使表面发生微量塑变,塑性降低。缺陷部位的应力集中将产生裂纹源,在表面扩展累积,从而导致磨损表面因摩擦力作用而脱落,由于磨损速率不大、磨损时间不长,表面仅仅有形成疲劳磨损的趋势,还未形成明显的疲劳磨损;(4)在磨损过程中,由于载荷的作用,复合材料发生形变,当超过弹性形变的临界值时,发生塑性形变,在颗粒及坑洞周围的产生微裂纹,同时因颗粒中存在缺陷,在载荷的作用下,内部由缺陷导致的裂纹迅速扩展而断裂,呈现出部分颗粒碎裂的情况[12,13]。
3 结 论
(1)原位反应制备的TaC/Fe表面复合材料组织结构均匀,增强区呈现明显的梯度分布。增强区分为TaC颗粒分布均匀、密度较大、颗粒多呈规则的长方体形状的A层和TaC颗粒分布均匀、密度较小、增强体与基体灰铸铁之间为良好的冶金结合的B层。
(2)TaC/ Fe表面复合材料增强区的摩擦系数随着载荷的增加而下降,且下降趋势变缓。磨损量随着载荷的增加而增大,但磨损量较小。
摩擦机理 篇6
镁合金作为目前最轻的商用金属结构材料,在诸如交通工具等领域具有广阔的应用前景。镁合金具备优良的液态成型性能,在实际工程中主要采用压铸成型。当前,为了最大限度发挥镁合金的轻量化优势,镁合金压铸件正在向大型化和复杂化的方向发展;但由于受到压铸设备吨位、工艺难度及成本等因素限制,本国尚难以实现高性价比的生产大型复杂镁合金压铸件。在这样的背景之下,将大型复杂压铸件分块压铸,然后进行拼焊“铸—焊”复合的成型技术就显示出诱人的应用前景。由于压铸镁合金自身气体含量高、熔化焊工艺导致的气孔缺陷问题尚未得到有效解决[5,6,7,8],以塑性变形实现固相连接的搅拌摩擦焊就成为压铸镁合金焊接最为可行的工艺之一。
关于压铸镁合金搅拌摩擦焊的研究鲜有报道,尤其是压铸态镁合金搅拌摩擦焊接头微观组织演变机制方面的研究。张华等[9，10]通过对变形态AZ31镁合金搅拌摩擦焊接头焊核细化机制的研究,建立了母材缺陷形核机制。对变形态镁合金搅拌摩擦焊接头微观组织形核机理进行了初步探索。国内外对搅拌摩擦焊焊核区再结晶机理进行了大量实验[11-14],且主要集中于铝合金,认为其再结晶机理主要存在三种可能:连续动态再结晶、不连续动态再结晶、几何动态再结晶。目前针对压铸镁合金搅拌摩擦焊焊核区域再结晶机理及β相Mg17Al12的消失未给予很好解释。本工作以压铸态镁合金AZ91D为研究对象,探索焊核的形核物理模型,分析压铸镁合金搅拌摩擦焊接头微观组织的演变过程。
1 实验
1.1 实验材料及设备
实验材料为压铸态AZ91D镁合金,尺寸为100mm×40mm×4mm,化学成分如表1所示。搅拌头轴肩直径10mm、顶部直径2.8mm、根部直径4.2mm、长度4.0mm。分别使用了CX31型光学显微镜和Veg-aII型扫描电子显微镜进行焊缝接头微观组织研究。用1800 型X射线荧光光谱对母材化学成分进行分析,结果如表1所示。
1.2 实验过程
对母材进行物理和化学表面清理,去除表面的油污、水分、氧化膜等;用夹具将母材以对接形式刚性固定,对接间隙在0.3mm以内;对母材实施搅拌摩擦焊连接,轴肩下压量3.7mm,搅拌头倾斜角2.5°,搅拌针旋转频率为1200r/min、焊接速率40mm/min;观察焊缝外观成形,截取焊缝横截面(垂直于焊接方向)制备微观组织试样,采用苦味酸酒精溶液(苦味酸3g+酒精50mL+乙酸20mL+水20mL)进行腐蚀。然后分别使用光学显微镜和扫描电子显微镜等手段对焊缝接头的微观形貌进行研究。
2 焊缝组织观察与分析
2.1 接头横截面低倍形貌
图1为焊缝宏观形貌图,图2为焊缝横截面低倍形貌。由图1,2可知,搅拌针旋转频率为1200r/min、焊接速率为40mm/min时,焊缝宏观成型美观,接头截面无宏观缺陷产生。
通常搅拌摩擦焊焊缝分区为焊核区、热机影响区、热影响区。而压铸镁合金AZ91D搅拌摩擦焊的焊缝横截面呈现出典型的上大下小形貌,焊核区与热机影响区的过渡呈现出突变现象。图3(a)为焊缝后退侧与热机影响区的过渡趋势,图3(b)为焊缝前进侧与热机影响区的过渡趋势。 由图3(a),(b)可见,前进侧过渡突变现象比返回侧更突出,焊核上部呈现出平底锅状形貌,焊核中心低倍形貌为未封闭的洋葱环,洋葱环在偏向前进侧与上部冠状区汇合,延伸至轴肩边缘。
2.2 焊核区微观组织
图4(a)为焊核冠状区组织,图4(b)为焊核环形区组织,图4(c)为焊核底部组织。虽同为焊核区组织,焊核顶部至焊核底部高倍下呈现出不同的微观形貌,冠状区平均晶粒尺寸约15μm,组织均匀,不易腐蚀,致密度高。环状区与焊核底部组织形貌类似,由大小不均匀的α-Mg组成,环形区晶粒尺寸范围约为3~10μm,焊核底部尺寸约为2~15μm。
究其原因主要与搅拌针的旋转摩擦以及搅拌头的产热密切相关。搅拌摩擦焊的产热主要来源于轴肩与母材的摩擦生热,其次为搅拌针与母材之间的旋转摩擦生热。可知搅拌摩擦焊过程焊缝顶部所承受的热量最多。同时焊缝顶部材料受到强烈的轴肩下压力以及搅拌针的旋转摩擦作用,在高热量和强机械力的共同作用之下,焊核冠状区微观组织呈现出高致密状,晶粒尺寸明显大于环形区和焊核底部。环形区域组织呈现出大小相间的α-Mg,主要是由于其受到的热量低于冠状区,受到的机械搅拌作用主要为搅拌针的旋转摩擦,因此再结晶形核后的组织细小,但致密度以及组织均匀程度不及冠状区。
图3焊核与热机影响区的过渡(a)后退侧;(b)前进侧Fig.3ThetransitionofWNZandTMAZ(a)retreatingside;(b)advancingside
图4镁合金AZ91D搅拌摩擦焊接头焊核区的SEM照片(a)顶部;(b)中心;(c)底部Fig.4 The weld nugget SEM micrographs of the friction stir welding of die casting magnesium AZ91D(a)top;(b)centre;(c)bottom
2.3 焊核区组织细化机制
图5(a)为压铸母材微观组织,图5(b)为焊核区微观组织。由图5(a)可知,压铸态镁合金AZ91D原始组织由粗大不均匀的 α-Mg和第二相β-Mg17Al12构成,搅拌摩擦焊接头焊核区微观组织为细小的 α-Mg组成,在搅拌头和轴肩共同的热机械作用下,基体发生了动态回复再结晶。
图5母材与焊核区微观组织(a)母材;(b)焊核Fig.5 The micro-structure of base metal and weld nugget zone(a)base metal;(b)weld nugget
要弄清楚压铸镁合金AZ91D焊核区域搅拌摩擦焊过程的动态再结晶机理,首先需要深入分析晶界的运动模式,因此必须探索出母材微观组织晶界处β-Mg17Al12的物理转变模式。在塑性状态下,基体的运动与β相的存在方式密切相关。
由图5可见,压铸镁合金母材晶界处分布着不连续的第二相共晶组织。采用搅拌摩擦焊连接时,在搅拌头机械热共同的作用下,连续分布、粗大的共晶组织必然被搅碎。
为研究破碎的共晶组织运动状况,分别对母材及焊核区的基体组织进行Mg-Al二元成分定向分析,如图6所示。EDS成分测试结果显示母材基体中α-Mg其平均含铝量为1.95%,焊核区域基体平均含铝量为10.53%。根据对母材与焊核区域基体的含铝量分析可推出:搅拌摩擦焊过程,母材微观组织中被破碎的第二相在机械热的作用下,或以固溶的方式溶入基体,或在再结晶过程形成新的晶粒,促进压铸镁合金的再结晶过程。
图6母材与焊核区α-Mg成分(a)母材;(b)焊核区Fig.6 The composition ofα-Mg in base metal and weld nugget zone(a)base meal;(b)weld nugget zone
采用搅拌摩擦焊连接压铸镁合金AZ91D时,在搅拌针后方区域发生动态再结晶,根据前文可知,α-Mg或被破碎后成为新的再结晶形核基体,不再成为晶粒之间相对运动的障碍。搅拌针后方区域的晶粒在轴肩下压力和搅拌头的挤压、摩擦的作用下,形成的切应力克服晶粒间彼此相对滑动的阻力,以及晶粒之间产生的相互作用力,形成一对力偶。因此就会导致晶粒之间出现相互滑动和转动的微观行为,如图7所示。
上述压铸镁合金AZ91D搅拌摩擦焊过程的第二相转变以及晶界的滑动和转动都是为动态再结晶奠定基础。搅拌摩擦焊过程焊核区温度最高可达材料熔点的80%左右[15]。在搅拌头的热及应力作用下,晶粒内部位错沿着基面或者非基面滑移[16-18],内部位错发生塞积和相互之间的交互作用,位错发生重排与合并,形成小角度晶界和胞状亚结构(图8(a)),胞状亚结构进一步转化为亚晶粒(图8(b)),亚晶界通过不断的吸收晶格间的位错以增大其取向差,最终转变为大角度晶界,在晶粒之间的相互转动与滑动作用之下,大角度晶界不断前移,部分亚晶界和晶界被消除,大角度晶界最终转变为新的再结晶晶粒(图8(c))。上述所推断的压铸镁合金搅拌摩擦焊动态再结晶机理,符合非连续动态再结晶的模式。
图8焊核区域动态再结晶示意图(a)胞状结构;(b)亚晶界;(c)大角晶界Fig.8 Schematic of process of dynamic recrystallization of weld nugget zone(a)cell formation;(b)subboundary formation;(c)formation of high-angle boundaries
3 结论
(1)搅拌针旋转频率为1200r/min、焊接速率40mm/min时,可以获得无缺陷的AZ91D压铸镁合金搅拌摩擦焊接头。
(2)压铸镁合金AZ91D搅拌摩擦焊接头焊核区域微观组织呈现出较大差异:顶部冠状区组织为均匀粗大、高致密度的再结晶晶粒,平均晶粒尺寸约为15μm;中心环形区域及焊核底部组织相对细小,均匀程度不如焊核冠状区。