高温摩擦磨损

高温摩擦磨损（精选7篇）

高温摩擦磨损 篇1

0 引言

镍基高温合金因其优异的高温力学性能而被广泛用于制造航空发动机和各类燃气轮机热端部件,如涡轮机部分的工作叶片、导向热片、涡轮盘、燃烧室等部件[1]。越来越高的涡轮进口温度要求其叶片材料必须具有更高的抗高温氧化腐蚀的能力[2],为提高镍基合金的高温氧化腐蚀和耐高温性能,使用铝元涂层、热障涂层和高温合金微晶涂层是非常有效的方法[3]。另外,航空发动机中的涡轮叶片和压气机叶片在高温高速运转过程中,磨损也是其失效的主要原因之一。一方面磨损会使涡轮叶片产生凹坑,增加表面粗糙度,产生疲劳裂纹,造成叶片断裂,而压气机叶片顶端磨损会导致叶片与压气机壳体间隙增大而漏气,降低发动机功率;另一方面磨损还会使叶片表面耐高温涂层脱落,加速叶片的高温蠕变,导致叶片强度降低或断裂[4]。所以,有必要对镍基合金及其防护涂层的高温磨损性能进行深入研究。

金属间化合物二硅化钼(MoSi2)具有高的熔点(2030℃)、较好的强度、适中的密度(6.24g/cm3)、良好的导电性和抗热振性[5]。作为块体材料,MoSi2像陶瓷一样具有较高的硬度和弹性模量,表现出较好的室温耐磨性能[6,7,8]。MoSi2与氧化铝、碳化硅以及氮化硅配对副在700～1100℃下的高温磨损试验表明,MoSi2材料具有较好的高温抗磨性能[9,10]。由于MoSi2在1000℃以上具有延性,作为涂层材料,这为其缓解热应力提供了帮助。迄今为止,MoSi2主要是作为不锈钢、C/C复合材料和难熔金属及其合金等材料的抗氧化性防护涂层,相关研究主要集中在涂层制备方法和抗氧化性能等方面[11,12,13],有关应用于镍基合金的高温耐磨MoSi2涂层的研究鲜见报道。本研究选用MoSi2作为K403镍基合金涂层材料,采用等离子喷涂方法制备了MoSi2涂层,研究了1100℃下MoSi2涂层的高温摩擦磨损性能。

1 实验方法

1.1涂层制备

以自制近球形MoSi2团聚粉末(粒度为30～54μm)为喂料,采用北京航空制造工程研究所生产的APS-2000型大气等离子喷涂系统在K403镍基高温合金(尺寸为ϕ8mm×18mm)上制备MoSi2涂层。用螺旋测微仪测量试样喷涂前后直径的差值,进而计算获得涂层的厚度,同一个样品不同部位涂层的厚度基本相同,不同试样MoSi2涂层厚度均在250±10μm范围内变化。

1.2摩擦磨损试验

摩擦磨损试验是在XP-5型高温摩擦磨损试验机上进行的。上下试样的接触方式为销-盘式,试样处于滑动摩擦状态,下盘试样不动,而上试样销在下盘上做圆周运动。试验机采用数控系统实现其工作参数的控制和试验结果数据的采集。

待测涂层试样为上试样(销,ϕ8mm×18mm),与其对磨的下试样(盘)是99.9%的Al2O3陶瓷材料,硬度为HRA82.2,尺寸为ϕ54mm×8mm,表面粗糙度Ra为0.8μm。摩擦磨损试验的温度为1100℃,磨损时间为30min。磨损试验结束后,采用精度为0.1mg的电子天平称量试验前后涂层试样的质量,求出涂层的质量变化。摩擦因数每30s由高温试验机上的计算模块自动给出,摩擦因数和磨损率数据均取3次试验结果的平均值。称重前,试样均用丙酮超声洗净并吹干。试验前后用酒精反复清理试样,以保证称量的准确和观察的清晰。

1.3涂层组织表征

用D8-Advance型X射线衍射仪对摩擦磨损试样表面进行物相分析;采用JSM-5610型带有能谱分析的扫描电镜(SEM)对摩擦磨损表面进行形貌和成分分析。

2 试验结果和讨论

2.1涂层组织结构

大气等离子喷涂制备的MoSi2涂层的衍射结果如图1所示,主相为MoSi2,存在少量Mo5Si3。图2a所示为涂层的表面形貌。由图2a可知,MoSi2颗粒熔化较好,涂层表面形貌呈扁平状,但还存在极少量未熔化的颗粒。图2b所示为涂层截面组织形貌。MoSi2二次团聚颗粒在等离子喷涂过程中,经过了加热、加速、变形和冷却等过程形成了典型的层状结构,组织非常致密。

2.2K403合金和MoSi2涂层的摩擦因数

图3所示为K403镍基合金和MoSi2涂层在温度为1100℃、载荷为30N条件下与Al2O3摩擦副对磨时摩擦因数随时间的变化曲线。由图3可知,K403镍基合金的摩擦因数随着滑动距离的延长有降低的趋势,其摩擦因数主要在0.35～0.5之间变化。对于MoSi2涂层来说,在摩擦的初始阶段,摩擦因数随着滑动距离的增大而快速上升,之后趋于平稳,在平稳阶段摩擦因数在0.65附近呈现波动特征,摩擦因数上下波动的幅度越小,表明摩擦过程越稳定。与K403镍基合金相比,MoSi2涂层的摩擦因数比K403镍基合金的高。

2.3K403合金和MoSi2涂层的磨损率

图4为K403合金和MoSi2涂层在1100℃、不同载荷条件下与Al2O3配对摩擦副对磨时的磨损率变化图。由图4可知K403合金和MoSi2涂层的磨损率均随着载荷的增大而逐渐减小(图4)。如载荷为40N时,K403合金和MoSi2涂层的磨损率分别为11.2×10-4mm3/(m·N),5.93×10-4mm3/(m·N)。可见,MoSi2涂层的磨损率明显低于K403合金的磨损率。K403合金高的磨损率主要与K403合金的高温氧化和磨损脱落有关。由此可知,在K403镍基合金表面涂覆MoSi2涂层可以提高基体材料的高温耐磨性能。

2.4K403合金的磨损机理

图5所示为K403高温镍基合金在1100℃、30N载荷下的磨损表面形貌。由图5可见,摩擦磨损后,镍基合金表面出现了裂纹和剥落区。根据图5b、图5c所示的能谱可知,图5a所示磨损表面黑色区域a为覆盖在镍基合金表面的氧化物,白色区域b主要是镍基合金基体。可见,在1100℃下,K403镍基合金表面在高温摩擦磨损过程中发生了较严重的氧化,氧化速度较快,被氧化形成具有较好塑性和附着性的NiO层,而且NiO本身是一种高温固体润滑剂,随着时间的延长,氧化物数量逐渐增加并覆盖材料的表面,导致摩擦因数逐渐变小。氧化层在反复应力的作用下,裂纹慢慢产生并逐渐扩展,最终导致氧化层脱落,出现了大块剥落坑,使得镍基合金的磨损率较大。所以,镍基合金的高温磨损机理表现为氧化磨损和疲劳断裂。

2.5MoSi2涂层的磨损机理

图6所示为MoSi2涂层在1100℃、40N载荷下磨损后表面衍射图谱。由图6可知,MoSi2涂层磨损表面除了MoSi2和Mo5Si3主相外,还有Al2O3和SiO2等相。其中Al2O3来自配对副Al2O3转移而依附在MoSi2涂层表面,由于试验在空气氛围内进行,所以磨损过程中氧化现象不可避免,SiO2和一部分Mo5Si3(另一部分来自涂层本身)正是MoSi2高温氧化的结果。

图7b所示为MoSi2涂层1100℃、10N载荷下的表面磨损后的SEM形貌。与摩擦前(图7a)相比,MoSi2涂层表面局部区域存在一层比较光滑的薄膜,且薄膜颜色分为浅白色1区和浅灰色2区。图7c、图7d、图7e的能谱分析表明:浅白色1区域的主要成分是Al和O元素,还含有少量的Mo、Si元素;浅灰色2区域主要是Mo和Si元素,还含有少量的Al、O元素;而区域3与磨损前喷涂形态相似,由Mo和Si元素组成,根据其原子比判断可能是MoSi2。根据以上结果并结合磨损表面衍射结果知道,这层光滑的1、2区域薄膜主要是由MoSi2、Mo5Si3、Al2O3和SiO2涂层组成。Al2O3是在摩擦过程中从对偶件Al2O3转移过来,在载荷作用下,涂层表面的硅化钼颗粒与Al2O3形成的混合物经过碾压作用形成薄膜并黏附在涂层表面。可见,MoSi2涂层在10N载荷下的磨损主要是属于氧化磨损。

图8所示为MoSi2涂层在1100℃、40N载荷下的表面磨损后的SEM形貌。MoSi2涂层表面出现了凹凸不平的区域。区域1是磨屑发生研磨作用并黏附在涂层表面所形成的。能谱结果表明,区域1主要是由MoSi2、Mo5Si3、Al2O3和SiO2涂层组成。载荷为40N时,在周期性的交变应力作用下,涂层表面萌生裂纹,裂纹逐渐扩大且深入涂层内部,使涂层表面产生疲劳断裂。由于等离子喷涂涂层具有层状组织特征,而且层与层之间的结合强度相对较弱,涂层表面容易发生脆性断裂脱落,此时磨损机理表现为疲劳断裂。涂层表面发生脆性断裂脱落后露出涂层的新表面,即区域2,该区域的能谱分析结果表明该剥落区未见Al元素存在,说明区域2是磨损后出现的凹坑。可见,较大载荷时涂层的磨损机理表现为氧化磨损和脆性断裂。

3 结论

(1)在1100℃下,与Al2O3对磨时,MoSi2涂层的摩擦因数比K403镍基合金的摩擦因数高,K403合金的摩擦因数主要在0.35～0.5范围内变化,而MoSi2涂层的摩擦因数在0.65左右波动。

(2)在镍基合金涂覆MoSi2涂层后,较大幅度地提高了镍基合金耐高温磨损能力,MoSi2涂层的磨损率约是K403基体材料的0.5倍。

(3)在1100℃下,与Al2O3对磨时,镍基合金的高温摩擦磨损机制主要为氧化磨损和疲劳断裂。载荷较小(10N)时,MoSi2涂层的磨损机制主要表现为氧化磨损;较大载荷(40N)时,MoSi2涂层的磨损机制主要是氧化磨损和疲劳脆性断裂。

高温摩擦磨损 篇2

在制备高温自润滑金属陶瓷复合材料的过程中,通常是将硫化物、氧化物、氟化物等固体润滑剂作为组元,采用球磨机与金属或陶瓷基体粉末进行混合均匀,经烧结得到复合材料。在摩擦过程中,固体润滑剂通过产生的摩擦热析出至摩擦表面,实现复合材料的自润滑性能。但是,在高温烧结过程中,部分固体润滑剂因高温作用而导致性能失效,使得复合材料润滑性能的降低。仿生人体汗腺结构和排汗机理,将高温自润滑复合材料与仿生学原理相结合,制备出具有良好力学性能和自润滑性能的复合材料。此类材料在在高温、高速、高强度、高耐磨性等特殊工况下,表现出高强度、高韧性和高温自润滑性能,具有广泛的应用前景。

1试验部分

1.1试样制备

以Fe Cr WMo V合金粉末为金属相,以Ti C粉末为陶瓷相,并添加体积分数为8%~12%的Ti H2和Ca CO3复合造孔剂作为基体粉末。在球磨机中混合均匀后在600MPa压力下冷压成型,然后在真空热压烧结炉中进行真空烧结,烧结温度范围为1200~1300℃。将烧结得到的微孔金属陶瓷基体放入真空压力熔渗机的容器内密封、抽真空,将熔渗温度调整至500~800℃,保温15min后注入熔融状态的复合固体润滑剂。熔渗压力为0.5~5MPa,为了确保微孔内充满固体润滑剂,经保温保压1h便得到高温自润滑复合材料的烧结试样。

1.2试验方法

用扫描电子显微镜(SEM)分析烧结试样的微观组织和磨损表面形貌;采用液体静力平衡法测试烧结试样的密度、孔隙度;分别用显微硬度计和YE-600型液压式试验机测试烧结试样的显微硬度和压溃强度;用销—盘式高温摩擦磨损试验机测试烧结试样的摩擦磨损性能。

2结果与分析

2.1显微组织

高温自润滑复合材料浸渗固体润滑剂前后的显微组织形貌SEM照片如图1所示。由图1(a)可以看出浸渗固体润滑剂前微孔基体中的孔隙互相交错贯通成网络状,且微孔形状比较规则;由图1(b)可以看出浸渗固体润滑剂后,润滑剂均匀地填充到高温自润滑复合材料的微孔结构孔隙中,且呈细小颗粒状。

2.2烧结工艺参数的确定

微孔基体的显微硬度和压溃强度随烧结温度的变化曲线如图2所示。由图可知,随着烧结温度的不断升高,微孔基体的显微硬度和压溃强度不断提高。当烧结温度低于1230℃时,烧结试样的显微硬度和压溃强度提高速率较快;当烧结温度为1230℃时,烧结试样的显微硬度和压溃强度升高速率缓慢。在真空烧结过程中,若烧结温度较低,会使得烧结试样致密度较低;若烧结温度较高,致使部分粉末产生液化现象,影响烧结试样的力学性能。根据高温自润滑复合材料的性能要求,当烧结温度为1230℃时性能较好。

2.3熔渗工艺参数的确定

熔渗温度和熔渗压力对高温自润滑复合材料孔隙率和相对密度的影响变化曲线如图3所示。由图3(a)中曲线可知,随着熔渗温度的不断升高,复合材料的孔隙率逐渐下降,而相对密度逐渐升高。当熔渗温度低于700℃时,高温自润滑复合材料的残余开口孔隙率急剧减小,相对密度显著提高;当熔渗温度升高至700~800℃时,孔隙率和相对密度变化较缓慢;但是当温度高于800℃后,孔隙率和相对密度随着熔渗温度升高出现了相反的变化。为此,熔渗温度为800℃时试样性能较好。由图3(b)中曲线可以看出,随着熔渗压力的不断提高,孔隙率逐渐下降,而相对密度不断升高。当熔渗压力增加到5MPa后,孔隙率和相对密度不再随着熔渗压力的变化而变化,因此熔渗压力为5MPa时试样性能较好。

2.4摩擦磨损性能

高温自润滑复合材料摩擦因数和磨损率与温度的关系曲线如图4所示。由图4(a)可知,在室温下高温自润滑复合材料的摩擦因数略低于微孔烧结体的摩擦因数;当温度高于300℃时,浸渗Pb-Sn-0.5RE和Pb-Sn-10Ag-0.5RE复合固体润滑剂的两种复合材料摩擦因数明显低于微孔烧结体的摩擦因数。从图4(b)可以看出,当试验温度在300-700℃范围内时,浸渗Pb-Sn-0.5RE和Pb-Sn-10Ag-0.5RE复合固体润滑剂的两种复合材料磨损率显著小于微孔烧结体的磨损率。同时,在浸渗Pb-Sn-015RE固体润滑剂的复合材料中添加适量的软金属Ag粉末,在试验温度大于400℃时,高温自润滑复合材料的摩擦学性能较好。

3结论

(1)以Fe Cr WMo V合金粉末为金属相,Ti C粉末为陶瓷相,并以Ti H2和Ca CO3为复合造孔剂,采用粉末冶金法烧结制备微孔基体,浸渗适量的固体润滑剂后得到具有网络互穿结构的高温自润滑复合材料。

(2)在烧结温度为1230℃,熔渗温度为800℃、熔渗压力为5MPa时,得到的复合材料具有良好的力学性能和自润滑性能。

(3)在金属陶瓷微孔基体中浸渗一定固体润滑剂后,高温自润滑复合材料既具有高的强韧性和耐磨性,又具有良好的高温摩擦磨损特性。

摘要：以FeCrWMoV合金粉末为金属相,TiC粉末为陶瓷相,并以TiH2和CaCO3为复合造孔剂,采用粉末冶金烧结法制备出金属陶瓷微孔基体。研究表明:当烧结温度为1230℃,浸渗温度为800℃时得到的高温自润滑复合材料具有良好的力学性能和自润滑性能。

关键词：自润滑,金属陶瓷,复合材料,摩擦磨损性能

参考文献

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高铬钢摩擦磨损性能研究 篇3

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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高温摩擦磨损 篇4

本研究制备了不同蛭石含量摩擦层的纸基摩擦材料, 采用惯量摩擦试验方法, 研究了蛭石表面改性纸基摩擦材料的湿式摩擦磨损性能, 以期为纸基摩擦材料的设计提供理论支持。

1 实验

1.1 试样制备

纸基摩擦材料基层采用纤维素纤维、短切碳纤维和芳纶浆粕为增强体;采用腰果油改性酚醛树脂为基体粘结剂;采用的填料及摩擦性能调节剂为高岭土、硫酸钡、碳酸钙、氧化锌和三氧化二铝、石墨等。摩擦层为膨胀蛭石, 其为含水铝硅酸盐物质, 具有单斜晶系层片结构, 层间含有大量孔隙且具有剥分性, 1200℃结构无变化, 粒径约为150μm。

首先采用改良造纸工艺[11], 制备出纸基摩擦材料基层预制体, 然后将膨胀蛭石均匀沉积在基层预制体表面得到蛭石摩擦层, 烘干并浸渍酚醛树脂溶液, 经晾干后在170℃、1.0MPa下热压固化10min, 得到4种不同蛭石含量的摩擦材料试样。试样的外径为103mm、内径为72.6mm、厚度为0.5mm, 并用热压模具在摩擦材料表面均布热压出44个宽度为1.1mm、深度为0.15mm的径向式油槽。最后将摩擦材料试样粘结在金属芯板上得到试验用纸基摩擦片试样。

纸基摩擦材料试样所含蛭石质量分数分别为3%、6%、9%和12%, 且试样依次标记为C1、C2、C3、C4。同时采用相同的湿法工艺制备出不含蛭石摩擦层的纸基摩擦材料作为对比试样, 标记为C0。

1.2 实验方法

采用QM1000-Ⅱ型湿式惯量摩擦性能试验机测试试样的摩擦磨损性能。试验机主要由惯量盘、离合装置、润滑系统、温度控制系统、操作系统和数据采集系统等组成[12]。实验测试的主要条件为:转速1000r/min、2000r/min、3000r/min;压力0.5MPa、1.0 MPa、1.5 MPa;润滑油温度80℃;润滑油流速100mL/min;主轴配置惯量0.1kg·m2;对偶盘材质为45#钢, 硬度为25~35 HRC, 表面粗糙度约为0.8μm (Ra) 。试验前先将试样在N32#机油中浸泡24h, 并在主轴转速950r/min、压力0.5MPa条件下进行磨合, 以使摩擦面和对偶盘接合程度达到80%以上。

制动过程中, 摩擦力矩通过扭矩传感器测得, 并通过数据采集系统绘制力矩曲线, 同时由式 (1) 计算摩擦系数。

式中:μ为摩擦系数, M为摩擦力矩 (N·m) , F为法向载荷 (N) , Rcp为试样摩擦面有效半径 (mm) 。

磨损率是通过测量试样磨损前后的厚度变化, 并由式 (2) 计算得到。

式中:V为磨损率 (mm3/J) , A为试样摩擦面面积 (mm2) , Δh为试样磨损前后厚度差 (mm) , I0为试验机总惯量 (kg·m2) , ω为制动初角速度 (rad/s) , n为循环制动次数。

为了定量表征试样在循环制动过程中动摩擦系数的变化, 采用变异系数对其进行评价, 计算公式为:

式中:μj为不同循环次数下的动摩擦系数, μ为动摩擦系数的平均值, n为循环制动次数。

式 (3) 中的CV (μ) 值越小, 表明摩擦材料循环制动过程越平稳, 产生颤动和噪音的可能性越小。

采用捷克VEGA TS5316XM型扫描电子显微镜观察纸基摩擦材料磨损前后的表面形貌。

2 结果与讨论

2.1 不同试样的微观形貌

图1为磨损前试样的表面形貌图。由图1可知, 纸基摩擦材料表面具有大量的孔隙 (图1 (a) ) 。当蛭石含量较少时, 蛭石零星分布在基层表面及孔隙中, 且材料基层表面依然存在大量的孔隙 (图1 (b) ) 。随着蛭石含量的继续增加, 填充于基层表面孔隙中的蛭石含量增加, 材料基层表面孔隙随之减少 (图1 (c) ) 。当蛭石含量增加到9%时, 蛭石几乎将基层表面完全覆盖, 基层表面孔隙大量减少, 此时蛭石与基层表面粘结性依然良好 (图1 (d) ) 。当蛭石含量达到12%时, 蛭石已完全将基层表面覆盖, 蛭石均匀地分布在纸基摩擦材料基层表面 (图1 (e) ) 。同时由图1 (d) 和图1 (e) 发现, 绝大部分片状蛭石依然平行于基层表面排列, 少量蛭石与基层表面成一定角度排列。

2.2 不同试样的摩擦力矩曲线

纸基摩擦材料在湿式啮合/制动过程中经历挤压油膜阶段、混合表面接触阶段和机械接触阶段[13], 相对应的摩擦系数为μi、μd和μo, 其中μi为啮合过程中起始阶段的摩擦系数, μd为摩擦滑动过程中的摩擦系数, μo为啮合过程中锁止阶段的摩擦系数[14]。摩擦力矩曲线反映了3个阶段的转换过程、制动的平稳性以及制动时间等, 如图2所示。

在主轴惯量0.1kg·m2、制动压力1.0 MPa、转速2000r/min条件下, 试样的摩擦力矩曲线如图3所示。

当蛭石含量由0%增至6%时, 摩擦制动时间延长, 从图3 (a) 的1.56s左右延长至图3 (c) 的1.80s左右, 延长了约15%, 且μi和μd值降低, 从而导致挤压油膜和混合表面接触阶段的摩擦力矩值变小, 力矩曲线降低。当蛭石含量为9%时, μi和μd值略有增加, 但随着蛭石含量的进一步增加, μi和μd值降低。同时发现随着蛭石含量的增加, 试样μo值变化不大。

2.3 不同试样的动摩擦系数

动摩擦系数反映了湿式摩擦材料的传扭能力和制动效率[12], 其值受摩擦材料本身和工况条件 (制动压力、转速等) 的影响。图4为制动压力1.0 MPa时不同试样的动摩擦系数图。由图4可知:当蛭石含量由0%增加到6%时, 在不同转速下随着蛭石含量的增加, 动摩擦系数减小;当蛭石含量从6%增加到9%时, 试样在不同转速下动摩擦系数均有所增大;随着蛭石含量增加至12%, 动摩擦系数降低。这主要是因为随着蛭石含量的增加, 当摩擦材料与对偶盘结合时, 蛭石与对偶盘的接触面积增加, 更多的层片状蛭石开始承载剪切力并发生剥分, 同时较多的蛭石减少了材料表面纤维和硬质颗粒与对偶盘的结合, 从而使接触表面硬质微凸体间的机械啮合力减小, 降低了动摩擦系数。但当蛭石含量增加至9%时, 蛭石几乎覆盖了材料表面, 此时材料表面与对偶盘的实际接触面积大量增加, 从而导致摩擦系数有所增加。但随着蛭石含量的进一步增加, 层片状蛭石使材料摩擦表面抵抗剪切力作用减弱, 从而导致摩擦系数减小。

由图4还可知, 在较高转速下试样的动摩擦系数较小。当转速较大时, 系统制动能量较高, 摩擦产生的热量使表面温度升高, 导致材料表面热衰退程度加剧, 强度降低;同时温度升高使润滑油粘度降低, 从而导致油膜的抗剪切能力降低[15], 因此动摩擦系数减小。

图5为转速2000r/min时不同试样的动摩擦系数。由图5可以看出, 在不同压力下随着蛭石含量的增加, 试样的动摩擦系数变化与图4类似。同时发现, 随着制动压力的增大, 不同试样的动摩擦系数减小。在较大制动压力下, 制动时间缩短, 制动过程中能量密度增加, 导致摩擦表面温度较高, 材料表面热衰退加剧, 从而导致动摩擦系数减小。

2.4 不同试样的静摩擦系数

静摩擦系数是在试验机主轴转速达到150r/min, 运转30s后停机, 同时加载载荷, 并拖动主轴使其打滑的过程中测得的。在制动压力1.0MPa下, 静摩擦系数与蛭石含量的关系如图6所示。由图6可知, 当蛭石含量从0%增至3%时, 静摩擦系数从0.179增到了0.206;当蛭石含量增至9%时, 静摩擦系数减小到0.196。即随着蛭石含量的增加, 静摩擦系数先增大随后减小。静摩擦系数是摩擦盘从静止到转动过程中, 在对偶盘的压应力作用下由材料表面状态及接触面间油膜状态决定的[7]。当蛭石含量增加时, 蛭石填充于摩擦材料基层表面孔隙中, 增加了与对偶盘的贴合性能, 促使其与对偶盘的实际接触面积增大, 从而导致静摩擦系数增大;但当蛭石含量继续增加时, 蛭石的层片结构导致材料表面承受剪切力作用的能力减弱, 促使静摩擦系数减小。

2.5 循环制动过程中动摩擦系数的变化

图7为摩擦材料在主轴惯量0.1kg·m2、制动压力1.0MPa、转速2000r/min条件下, 连续500次循环制动过程中动摩擦系数的变化。由图7可以看出, 在前200次循环制动过程中, 试样C0、C1、C3和C4的动摩擦系数随着制动次数的增加而明显减小, 随后趋于相对平稳;试样C2的动摩擦系数在制动过程前期略有减小, 但整体保持相对稳定。表1为不同试样在循环制动过程中动摩擦系数的稳定系数, 试样C2具有较高的摩擦系数稳定性。这是因为当蛭石含量为0%时, 在摩擦表面主要由纤维及硬质颗粒承载载荷, 随着制动次数的增加, 纤维表面及硬质颗粒被切削, 材料表面粗糙度减小, 动摩擦系数降低, 而经过多次往复制动后, 摩擦表面达到动态平衡状态, 摩擦系数趋于平稳;当蛭石含量为9%和12%时 (C3和C4) , 材料表面几乎被蛭石完全覆盖, 此时主要由蛭石承载载荷, 制动初期层片状蛭石发生剥分, 导致材料表面承受剪切力作用减弱, 从而导致摩擦系数降低, 而经过多次往复制动后, 具有较低硬度和良好延展性的蛭石层表面形成固体润滑膜, 改善了摩擦表面的接触状态, 使摩擦系数趋于平稳。当蛭石含量为3%和6%时, 蛭石部分填充于基层表面孔隙中, 促使摩擦表面与对偶盘实际接触面积增大, 提高了摩擦面间的机械啮合力;但同时部分覆盖在纤维和硬质颗粒上的层片状蛭石降低了摩擦面间硬质颗粒的切削作用, 因此在两种作用机理相互影响下, 制动初期试样C1的摩擦系数表现出明显降低的趋势而试样C2的摩擦系数略有降低;随着制动过程的进行, 蛭石在摩擦表面形成固体润滑膜, 同时纤维及硬质颗粒与对偶盘的切削作用也达到稳定状态, 从而使摩擦系数在制动过程后期保持相对稳定。

2.6 不同试样的磨损率

在主轴惯量0.1kg·m2、制动压力1.0 MPa、转速2000r/min条件下, 连续制动500次测得的试样的磨损率如图8所示。由图8可知, 随着蛭石含量的增加, 磨损率增大。这是因为随着蛭石含量的增加, 与对偶盘表面接触的蛭石表面积增大, 更多的载荷转移到蛭石表面, 在连续制动时, 层状结构蛭石在剪切力作用下易发生剥分, 低硬度的蛭石磨损加剧, 同时当蛭石含量过多时, 其与基层的结合力减弱, 在制动过程中易发生剥离, 从而增大了磨损率。

图9为试样摩擦后的表面形貌图。从图9中可以看出, 随着蛭石含量的增加, 在试样的摩擦表面蛭石与对偶盘的接触面积增加, 减少了材料基层表面纤维及硬质颗粒与对偶盘的接触, 蛭石的低硬度和易剥分性使材料表面抵抗剪切的能力降低。

3 结论

(1) 随着蛭石含量的增加, 摩擦力矩先减小而后有所增大, 制动时间延长。

(2) 蛭石含量的增加使摩擦材料的动摩擦系数先减小后增大, 而静摩擦系数先增大后减小;且动摩擦系数随着制动压力和转速的增加而减小;在循环制动过程中, 蛭石含量为6%时试样表现出优良的制动稳定性。

(3) 随着蛭石含量的增加, 摩擦表面承受剪切力的能力降低, 磨损率增大。

摘要：采用湿法工艺制备了5种不同含量蛭石表面改性纸基摩擦材料, 研究了蛭石含量对摩擦力矩曲线, 动、静摩擦系数及磨损率的影响;同时对循环制动过程中动摩擦系数的变化趋势进行研究。利用扫描电子显微镜观察了纸基摩擦材料磨损前后的表面形貌。研究结果表明:随着蛭石含量的增加, 摩擦力矩曲线中μi和μd值先降低随后有所增加, μo变化不大;动摩擦系数先减小而后有所增大, 而静摩擦系数先增大再减小, 磨损率增加;动摩擦系数随着制动压力和转速的增加而减小;循环制动过程中, 蛭石含量为6%时试样具有较好的制动稳定性。

钻杆接头摩擦磨损热裂试验研究 篇5

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

高温摩擦磨损 篇6

枢轴—宝石轴承摩擦副是机械产品的关键部件之一,其性能与可靠性将直接影响着机械产品的性能与可靠性。磨损是影响枢轴—宝石轴承摩擦副性能与可靠性的主要因素[1],进行枢轴—宝石轴承摩擦副磨损性能研究以确定合适的摩擦副磨损设计参数,对于提高机械产品性能与可靠性具有十分重要的意义。

磨损是一个复杂的综合动态过程[2],受较多因素影响,理论上进行磨损性能研究比较困难,主要依赖试验。传统的磨损性能试验研究大多是在利用磨损机研究不同因素对摩擦副磨损性能的影响,如文献[3]研究了添加剂对宝石轴承与T8钢组成摩擦副的磨损性能影响;文献[4]从添加剂角度研究了超高速枢轴宝石轴承摩擦学特性。上述研究主要集中在添加剂对磨损性能的影响,对于枢轴—宝石轴承摩擦副而言,其磨损性能不仅局限于此,而是受多种因素影响。另外上述研究多是在磨损机上进行的,更侧重于磨损机理研究,在摩擦副的材料匹配和配合形式方面与枢轴—宝石轴承摩擦副差别较大,并不能反映枢轴—宝石轴承的磨损性能[5]。因此需开展专项试验,对枢轴—宝石轴承的磨损性能进行研究。

1 研究内容

对枢轴—宝石轴承摩擦副的摩擦磨损过程进行了分析,如图1。

枢轴—宝石轴承摩擦副的磨损性能主要与速度、载荷、材料副配对性质以及环境介质的化学作用等因素有关,因此,摩擦副的磨损性能研究主要从上述4个方面着手,通过对摩擦力和磨损量进行综合分析,提出枢轴—宝石轴承摩擦副的耐磨损设计参数。

2 试验装置

试验装置由基座、转动系统、加力及测力系统、测速系统组成(图2所示)。

将宝石轴承固定在转动轴上转动。测量系统由测力系统和测频两部分组成。测力系统由载荷杆、顶尖和压力传感器组成。载荷杆具有一定抗弯刚度,可承受试验中对枢轴—宝石轴承加力要求,同时载荷杆备有和轴尺寸相配的轴孔,便于轴的安装。系统利用杠杆平衡原理,将枢轴—宝石轴承的摩擦力转换为针尖对压力传力器的压力,由测力系统显示力。采用光电传感器测量轴的转速,由频率计显示。

3 试验结果与讨论

3.1 试验方法

所有试样在试验前后均超声清洗5 min。

磨损前后的试样均在体视显微镜下进行观察,并对磨损后的磨斑直径进行测量。

3.2 试验判据

枢轴—宝石轴承摩擦副磨损性能试验包括2个方面:摩擦与磨损,以摩擦系数和磨斑直径作为试验依据。摩擦系数是从摩擦性能进行研究,与摩擦力有关,反映了耐磨性能;磨斑直径是从磨损性能进行研究,与磨损量有关,反映了减磨性能。

对磨损后的枢轴,在体视显微镜下进行了观察,枢轴的破坏形式为典型的磨粒磨损(图3)。

枢轴在磨损过程中,其表面会形成一个圆形磨斑,通过测量比较磨斑直径的大小,可以反映出枢轴的减磨性能。

3.3 速度影响试验

研究了不同速度下,枢轴—宝石轴承摩擦副的摩擦系数变化情况,如图4。

摩擦系数随速度的升高而增加,越过一极大值后,又随速度的增加而降低,最终趋于稳定。速度为2.5 m/s时,摩擦系数最大,是造成磨损最为严重的速度。枢轴—宝石轴承的工作转速应避开此速度。

3.4 硬度影响试验

在影响磨损最为严重的速度下(2.5 m/s),进行了硬度影响试验,得到了硬度与摩擦系数与磨斑直径的关系,见图5、图6。

摩擦系数和磨斑直径随枢轴表面硬度的增加而减小,提高表面硬度,能够增强耐磨和减磨性能。硬度大于900 HV,摩擦系数和磨斑直径均最小,耐磨和减磨性能最强。

3.5 载荷影响试验

在影响磨损最为严重的速度下(2.5 m/s),进行了载荷影响试验,得到载荷与摩擦系数、磨斑直径的关系曲线,见图7、图8。

摩擦系数随载荷的增加而减小,磨斑直径随载荷的增加而增大,从11 N开始,摩擦系数趋于稳定。摩擦副之间的摩擦力与真实接触面积成正比,由于真实接触面积的增长率小于载荷的增长率,摩擦系数随载荷增长逐渐减小,直到载荷增大到11 N,真实接触面积的增长与载荷的增长呈比例,摩擦系数不再降低,为常数。承载力在11 N~13 N,摩擦系数较小,具有较强的耐磨损性能。但随着载荷的增加,磨斑直径不断增大,减磨性能降低。这种情况下,不能确保摩擦副的寿命。需要开展润滑性能试验,通过改善润滑条件延长寿命。

3.6 添加剂影响试验

改善润滑油的润滑性能是提高枢轴—宝石轴承摩擦副耐磨损性能的有效方法,通过加入少量合适的添加剂能够有效提高润滑油的润滑性能。

选用T322、T321、T405、T451、T306和T309六种添加剂进行试验,涵盖了目前应用较为广泛的添加剂(图9、图10)。

在T309极压添加剂的作用下,摩擦系数和磨斑直径最小,耐磨和减磨性能最强。在此基础上进行不同配比T309影响试验,结果见图11、图12。

在1%T309极压添加剂的作用下,摩擦系数和磨斑直径最小,耐磨和减磨性能最强。采用1%的配比,可以提高枢轴—宝石轴承摩擦副的耐磨和减磨性能。

4 结语

通过开展枢轴—宝石轴承摩擦副耐磨损性能试验研究,可以得到以下几点结论:

1)设计建立的磨损性能试验装置可以进行枢轴—宝石轴承摩擦副耐磨损性能试验研究。

2)引起枢轴摩擦磨损最为严重的滑动速度为2.5 m/s,此滑动速度的确定对于枢轴—宝石轴承摩擦副耐磨损性能试验研究具有重要意义。

3)确定出枢轴—宝石轴承摩擦副的耐磨损设计参数为:枢轴硬度大于900 HV,润滑油中加入1%T309,可以提高枢轴—宝石轴承摩擦副的耐磨和减磨性能。

摘要：根据枢轴—宝石轴承摩擦副的结构和材料特点,专门设计建立了磨损性能试验装置,利用试验装置分别从滑动速度、表面硬度、载荷和润滑油添加剂4个方面采用单因素影响试验法,从耐磨性能和减磨性能2个方面对枢轴—宝石轴承摩擦副的磨损性能进行了研究,以摩擦系数和磨斑直径作为评判依据。根据试验结果确定了影响枢轴—宝石轴承摩擦副摩擦磨损最为严重的滑动速度,由此研究获得了其耐磨损性能设计参数,延长了使用寿命。

关键词：枢轴—宝石轴承,磨损性能,试验研究

参考文献

[1]苏荔.旋转机械轴承磨损加速寿命试验研究[C].中国航空学会可靠性工程专业委员会第十届学术年会论文集.北京:国防工业出版社,2006:201-204.

[2]张嗣伟.基础摩擦学[M].青岛:石油大学出版社,2001.

[3]蒋书运.几种油性剂和极压抗磨剂对T8钢/Al2O3摩擦磨损性能的影响[J].摩擦学学报,2004,24(1):29-32.

[4]方红梅,蒋书运.基于有限元的枢轴宝石轴承结构优选设计[J].精密制造与自动化,2003(2):30-31.

机械零件摩擦磨损的自修复 篇7

所谓摩擦是指两个接触的物体, 受到平行于接触面的外力, 产生相对移动的倾向或发生移动。所谓磨损是伴随着磨擦而产生的表层材料微量损失现象。摩擦是消耗能源的主要原因, 磨损是降低机械零件使用寿命, 消耗材料的原因。摩擦、磨损都是摩擦学的主要内容。它涉及到了物理、化学、力学、机械学等学科的知识。摩擦在大多数情况下是有害的, 主要是造成能量的损失和机械零件的磨损。摩擦学的经济意义, 一直是被忽略的。而研究机械摩擦磨损的自修复的问题就是为了不但可以提高零件的使用寿命, 而且可以降低生产成本。

国外许多发达国家都在进行自修复的研究以及把它作为长期的目标。我国的研究工作者提出了摩擦磨损表面自适应、自修复的设想, 将摩擦磨损的研究从抗磨减摩扩展到了磨损表面的自修复甚至是零磨损。纳米材料的发展为这一目标的实现提供了新途径。由于纳米材料具有比表面积大、高扩散性、易烧结性、熔点降低等特性, 因此以纳米材料为基础制备的新型润滑材料应用于摩擦系统中, 将以不同于传统载荷添加剂的作用方式起到减摩抗磨得作用。这种新型润滑材料不仅可以在摩擦表面形成一层易剪切的薄膜, 降低摩擦系数, 而且直接吸附到零件的划痕或微坑处, 或通过摩擦化学反应产物对摩擦表面进行一定程度的填补和修复, 起到自修复作用。

2 摩擦磨损表面自修复的概念

磨损是机械零件失效的三大原因 (磨损、腐蚀、断裂) 之一。从作用过程看, 磨损和摩擦是同时发生的并且是相互影响的。二者尽管不是材料的固有属性, 但它们与材料的本性有关, 与摩擦学系统有关。机械零部件在同一摩擦过程中, 摩擦磨损与摩擦修复往往同时存在, 当两者不平衡时, 表现为磨损或负磨损;当两者平衡时, 则表现为“零磨损”;而极不平衡时则表现为熔焊和胶合 (粘结) 。

机械零件的磨损一般起始于早期的轻度磨损。摩擦磨损的自适应、自修复时材料是摩擦学设计的最终目标。这既是对提高性能的要求, 又是仿生化和环境友好化的要求。

摩擦磨损表面自修复是指在摩擦过程中, 摩擦表面的磨损或划伤等表面损伤实现自组织、自适应或自修复, 恢复并保持甚至提高摩擦表面的摩擦学性能, 因而能够保持或恢复摩擦副的设计性能。按照实现条件摩擦磨损自修复可以分为自发自修复和条件自修复。

3 自发摩擦磨损自修复

摩擦磨损中由于热、力、电、化学及材料等非线性、不可逆交互作用, 出现了一些自发形成的, 在摩擦过程中会随着工作条件变化而调整的, 摩擦系数和磨损率极低的表面自修复结构, 呈现出一定条件、一定程度的自组织、自适应、自修复作用。摩擦过程中, 磨损的产生和修复作用的实现均是在摩擦系统中自然发生的, 因此称之为自发摩擦磨损自修复。

3.1 摩擦表面氧化膜自修复

早在1907年就有人指出, 在许多被认为是金属表面间的摩擦, 实际上并不是纯金属间的摩擦, 而是在两表面间存在的化学膜和物理油膜的摩擦, 如氧化膜、硫化膜等, 在一般压力条件下它们能防止金属与金属的黏着, 降低摩擦系数与磨损。在较高温度下, 化学反应易于获得足够的活化能和较高的反应速度, 而且氧化膜在较高温度下表现为玻璃态, 这时它更像液态, 因而摩擦和磨损量会随着温度的升高而下降。由于生成的氧化物、硫化物在摩擦过程中不断磨损消耗, 又很快自行修复, 有时使摩擦系数和磨损量下降, 甚至出现零磨损, 且在某些情况下, 摩擦条件越苛刻, 氧化的速度、范围会随之不断增加, 因此它具有一定的自适应性。

3.2 摩擦表面熔融自修复

在摩擦过程中当摩擦副处于一种非平衡、不可逆的摩擦状态时, 如两粗糙表面产生相对运动时, 在摩擦产生的力、电、热等作用下, 材料就会通过其自身的塑性变形、釉化、跑合甚至相变, 形成摩擦环境相适应的自适应机制。要想获得较小摩擦系数, 方法之一是在硬固体上涂覆一层易剪切的软物质, 这是摩擦学设计的主要依据。其软物质可以是固态、液态也可以是气态。比较软物质的剪切强度, 固态>液态>气态。之所以如此, 显然是因为软物质的摩擦系数不同。运动着的两固体表面要减少摩擦磨损, 就要依靠其间的软物质的润滑作用。按照性质的不同, 可分为三种:边界润滑 (两物体表面局部被隔离) 、流体润滑 (两物体表面完全被隔离) 、气悬浮润滑 (两物体表面被空气隔离) 。例如滑雪时冰与滑雪板摩擦, 摩擦热的一部分使冰融化为水, 水的黏度很小, 剪切强度低使摩擦系数降低, 减少了摩擦热的产生, 这就是具有可逆性和自适应性的自修复过程。

3.3 摩擦副选择性转移自修复

选择性转移是一种具有自修复功能的摩擦现象。例如铜合金/钢摩擦副在甘油中进行边界摩擦时, 铜离子从铜合金中析出转移到钢表面, 又从钢表面上反转移到铜合金表面上, 其摩擦系数降至流体摩擦, 因而磨损极微, 甚至产生负磨损, 这种特殊现象称为选择性转移。

4 条件摩擦磨损自修复

条件摩擦磨损自修复是在特定的摩擦系统条件下, 如适当的摩擦配副材料、润滑介质和一定的工况条件下, 通过润滑介质及环境的物理化学作用, 在摩擦副表面形成吸附修复层、物理沉积修复层、化学转化膜修复层, 或使摩擦副表面改性来实现的一种自修复。摩擦是实现自修复的内部条件, 添加剂和适当的工况条件是实现自修复的外加条件。条件自修复包括表面成膜自修复、在线强化自修复和摩擦条件优化自修复。

4.1 表面成膜自修复

摩擦过程中, 利用摩擦产生的机械摩擦作用、摩擦化学作用和摩擦-电化学作用, 使摩擦副与润滑材料产生能量交换和物质交换, 从而在摩擦表面上形成正机械梯度的金属保护膜、金属氧化物保护膜、有机聚合物膜、物理或化学吸附膜等, 以补偿摩擦副的磨损与腐蚀, 形成磨损自修复效应。该修复膜的形成与磨损在摩擦磨损中往往是同时存在的, 是一个动态的磨损和修复过程。

4.2 在线强化自修复

在线强化现象在生物领域有许多成功的实例, 例如人的手掌、脚掌等受摩擦较多的部位表面会形成较硬的耐摩擦老茧。在摩擦学领域, 通过采用特种添加剂, 可与金属摩擦副产生机械物理作用和物理化学作用, 从而在摩擦副纳米级或微米级厚度层内渗入、诱发产生新元素或新物质, 使金属的微组织、微结构得到改善, 从而改善金属的强度、硬度、塑性等, 实现摩擦副的在线强化, 提高摩擦副的承载能力和抗磨性能。

使用高能离子束袭击固体表面, 可以把任何元素渗入任何基体的近表面区域, 而近表面区域的这种合金化不受溶解度及扩散系数之类的热力学条件限制, 这种离子束表面改性工艺称为离子注入。尽管受离子基体的影响, 通常可以取得的浓度 (原子数分数) 仍然达百分之几十。离子注入表面改性是提高耐蚀性的重要技术之一。离子注入不但形成致密的氧化膜, 而且可以改变表面的电化学性能, 提高耐蚀性。采用离子注入金属表面非晶化技术形成的非晶态表面没有晶界等缺陷, 可显著提高耐蚀性。离子注入在表面改性中主要对象为金属固体, 如钢、硬质合金、钛合金、铬和铝等材料。

4.3 摩擦条件优化自修复

摩擦条件如润滑介质、表面粗糙度等直接影响到摩擦副的摩擦磨损性能。通过摩擦条件优化, 可以使摩擦磨损性能得到恢复和提高。实现摩擦性能的自修复、摩擦条件优化, 包括摩擦表面的优化和润滑剂性能的优化。

摩擦过程中非正常磨损会使摩擦条件进一步恶化, 从而使机件急剧磨损。因此, 改善相对运动机件的表面质量, 对减轻磨损或自修复有着及其重要的作用。抛光后的摩擦表面, 不但摩擦系数会更低, 且承载时接触面的单位面积压应力会更小, 因而可相应的提高油品的承载能力, 改善润滑条件。例如把分布很窄的纳米粒子添加到润滑油中作磨光材料, 这本身就是一种精密抛光方法, 可加工表面粗糙度为0.1～1.0nmRMS的超光滑表面。

任何润滑油都具有一定的粘压特性, 当摩擦副之间的油膜承受载荷压力作用时其黏度增大, 油膜会被稠化, 甚至变为具有相当触变强度的类固体膜。当润滑油膜中弥散分布有聚合物锚固的无机纳米粒子时, 纳米粒子在油膜中的弥散分布, 将使:a.油膜黏度增大、厚度增大、触变强度上升;b.粒子表面锚固的聚合物使油膜的韧性和强度增加。这两种变化均有利于改善油品的抗磨减摩性能和承载能力, 而且能够提高气密性, 最终提高机械系统的性能。

结束语

近年来, 随着纳米技术的发展, 相继诞生了微观摩擦学和纳米摩擦学, 以零磨损, 超滑为目标的纳米颗粒材料、表面改性技术、表面分子工程取得了进展。通过研究纳米粒子的微观摩擦磨损行为和材料表面的物理化学状态变化, 有望在摩擦表面建立起一层自组装的、坚固的、自修复的润滑膜, 为零磨损自修复的实现提供一条切实的途径。

摘要：摩擦学的发展已将摩擦磨损的研究从抗磨减摩扩展到了磨损表面的自修复甚至是零磨损。文中对摩擦磨损表面自修复的概念进行了阐述, 详细论述了自发摩擦磨损和条件摩擦磨损的集中类型和实现模式, 指出纳米技术的发展有望在摩擦表面建立起一层自组装的、坚固的、自修复的润滑膜, 为摩擦磨损表面自修复提供了切实的途径。

关键词：摩擦磨损,自修复,自发摩擦磨损,条件摩擦磨损

参考文献

[1]薛群基, 徐康.纳米化学[J].化学进展, 2000, 14 (4) :431-444.

[2]赵晓鹏, 周本濂, 罗春荣等.具有自修复行为的智能材料模型[J].材料研究学报, 1996.10 (2) :101-104.