干摩擦学范文（精选4篇）
干摩擦学 第1篇
随着磁技术的发展,越来越多的电气设备、电磁仪器中的运动部件在电场和磁场工况下服役,如电力牵引运输的弓网系统(高速铁路系统、轻轨、地铁、矿井轨道车的电力传输系统)、磁悬浮列车的转向、制动系统、发电机或电动机的电刷、大功率电力输送的开关接触器、磁化切削、电磁离合器或制动器、强磁辐射下的空间飞行器等。由此而引起的设备在磁场条件下的摩擦磨损问题越来越突出,磁场参数已成为影响摩擦磨损不可忽略的因素之一。
大量研究表明,在金属摩擦副接触面施加适当强度的磁场或预先将配副材料磁化, 可明显提高其耐磨性。为此,本文综合介绍了国内外关于磁场直接控制摩擦磨损的研究现状及进展,分析了磁场条件下的磨损机制,提出了应加强磁场对材料摩擦表面微观影响的深入研究及建立理论模型的建议。
1 磁场干摩擦学研究现状
1.1 摩擦磨损控制
现代技术利用磁场减轻工件磨损的研究始于前苏联,1944年Одинг A[1]用磁化方法提高了切削刀具的耐磨性;Muju M K等[2,3,4,5,6]在磁场影响铁磁性和非铁磁性材料摩擦磨损方面做了一些开创性研究,得出了一些磁场减轻磨损的简单理论模型。由于该磁场减摩理论受检测技术的限制,其理论模型尚有一定的缺陷;Hiratsuka K等[7,8,9,10,11,12,13]发现大气环境下,垂直于摩擦面的磁场有益于减轻磨损;近几年来,法国Mansori M E I等一直在从事磁场直接控制摩擦磨损的研究:Mansori M E I等[14,15]在钢/石墨摩擦磨损过程中提出了ST机制——碳从石墨盘转移到钢销上,摩擦系数降低,磨损量减少,反之则结果相反;Mansori M等[16]和Zaidi H等[17]在非铁磁性材料与铁磁性材料配副的研究中发现,随着磁场强度的增加,配副试样的磨损量都增加,磁场使位错在表面堆积,导致材料脆性增加,容易失效形成较多的碎屑。这对磁场影响金属表面或亚表面的微观行为如位错、空位运动、原子扩散等的研究缺乏直接试验证据。铁磁性材料摩擦试验中,Chin K J等[18]和Zaidi H等[19]分析了磁场条件下试样摩擦表面的接触应力分布及氧化失效情况,初步建立了磁场对摩擦学行为影响的数学模型,但并不完善。
我国在对外加磁场影响摩擦磨损方面的研究工作开展得很少,尚处于起步阶段。董祥林[20,21]等在国内首次研究了钕铁硼稀土永磁体磁场对中碳钢摩擦磨损的影响,简小刚[22]则用直流稳恒线圈磁场条件对GCrl5SiMn钢与45钢的磨损机理进行了探讨,认为“三体磨损”是磁场条件下磨损降低的主要原因。
1.2 磁场摩擦试验材料
在干滑动摩擦磨损系统中,铁磁性材料(各种钢铁和含铁、钴、镍元素的合金)是用得最多的配副材料,低于居里温度时,铁磁性材料在较弱的磁场作用下,能产生很大的磁化强度;非铁磁性材料不易被磁化或磁化强度很小,很少被采用。
目前磁场对摩擦磨损影响的研究仅限于金属材料之间的干滑动,配副材料至少有一种是铁磁性材料。前苏联、印度学者在磁化高速钢(H.S.S)和硬质合金钻头的应用研究方面做了较多工作[2,5,6];日本研究人员主要用Ni/Fe,Cu/Fe,Zn/Fe,Ni/S45C(日本钢号,相当于我国的45钢)等作配副材料[7,8,9,10,11,12,13];法国的学者则广泛研究、C(石墨)/C(石墨)[14]、XC48/C[15]、Cu/XC48[16]、Al/XC48[17]、XC48/ XC48[23](法国钢号,相当于我国的48钢)、AISI45/ AISI45[18,19](美国钢号,相当于我国的45钢)等材料在磁场条件下的摩擦学性能。
1.3 磁场参数
1.3.1 磁场强度
就目前研究状况来看,各国研究人员在试验中所施加的磁场强度差别很大,从无磁场到106 A/m不等,磁场对材料的磨损有影响,但并不是磁场强度越高,磨损量减少得越多。Kumagai K等[10,11]用纯镍销对45钢环进行销-环摩擦磨损试验(销对环外径摩擦),结果发现在较低磁场时,随着磁场强度的增加,材料磨损量仅稍有减少;直至磁场增加至临界值56 A/m时,磨损量陡降至较低值,该值相当于无磁时磨损量的20%,在临界值上进一步增加磁场强度,则仅使磨损量缓慢地继续下降。试验说明磁场达到一定强度才能使材料磨损量明显减少。
1.3.2 磁场施加方向
目前,在应用外加磁场控制摩擦磨损的研究中,均采用使磁力线的方向垂直于摩擦副接触面。Hiratsuka K等[8]发现,平行于摩擦副接触面的磁场不能减少磨损量,有时甚至增大磨损;垂直摩擦接触面的外磁场使磨损由严重磨损向轻微磨损的过渡加速,磨损量减少。目前对于磁场垂直施加于摩擦副接触表面减轻磨损的机理,还没有明确的结论。
1.3.3 磁场施加方法
目前对于试验室磁场的施加主要可以有4种方法:
(1)预先磁化 先将试样置于特定磁场(包括直流、交流、稳定或脉冲磁场)中磁化,再进行磨损试验。该种方法在试验机上不必另加磁场,简单且便于工业应用,缺点是试验过程中磁场强度不能调整,且剩磁产生的磁场强度通常不大。
(2)线圈磁场 这是目前研究中应用最多的一种,几乎适用于各种接触类型,如销盘、环块、球盘等,稍作改动即可直接应用于现有试验机。试验时线圈通直流或交流电使之在摩擦面产生感应磁场,通过改变电流方向、大小可调整磁场参数;缺点是通电时间过长或电流过大会导致线圈发热严重。
(3)永磁体磁场 将稀土永磁体和钕铁硼永磁体置于摩擦副静止试样的一侧以产生相当于直流线圈的磁场,通过调节磁体与试样的距离来改变磁场强度,但不够精确。这是一种新发展的磁场施加方法,在试验或工程中应用都比较方便,今后将被广泛采用。
(4) 电磁铁磁场 电磁铁磁场可以控制且能产生较高的磁场强度,还可以改变磁力线相对于摩擦面的角度,但试验中应用很少。这主要是由于交流电磁铁制造工艺复杂、运行时有电磁噪声、线圈耗电量大且寿命短;而直流电磁获取电源难,需要专用直流电源,而且启动性差。
1.4 磁场摩擦试验评定
在摩擦磨损试验系统中,加入磁场参数使试验条件变得更加复杂;且研究所采用的材料、试验机及试验参数相差较大,导致磁场影响摩擦磨损的试验结果互相矛盾。当然,施加磁场不是总有利于减轻配副材料的磨损,具体结果与试验材料、磁场参数及磨损试验参数相关。有些研究发现加磁场可以导致磨损量增加:如在铜/中碳钢配副的销-盘试验中,磁场强度为45 000 A/m时,销和盘的磨损量有所增加,而且当载荷加大时,在磁场作用下,磨损量增加更大[16]。Zaidi H等在XC48/石墨对磨中发现在大气气氛下,随着磁场的加载,摩擦系数降低,磨损量减小,而在惰性、真空气氛中却出现了相反的结果,结果见表1[14,15,17]。在Al/XC48配副中,随着磁场强度的增加,销、盘的磨损量都增加。
大部分研究结果表明施加适当强度的磁场,可以降低材料的摩擦系数并明显提高材料耐磨性。因此,必须规范磁场条件下的摩擦磨损的试验方法及参数,从而使试验结果具有可比性,有利于磁场摩擦磨损的深入。此外,在磁场条件下,环境气氛对材料的摩擦磨损有很大影响。因此,气氛环境等因素与磁场综合作用对摩擦磨损性能的影响需要继续深入研究。
1.5 磁场摩擦磨损机制
1.5.1 对材料物理性能的影响
铁磁性材料磁化过程中,磁畴的磁矩以大角度转动时,相应地要引起磁体的变形,于是产生磁致伸缩效应。所谓磁致伸缩效应即应力伴随着磁化发生的晶体形变,表现为长度和体积的变化。当磁场强度超过饱和值以后,则产生体积磁致伸缩。磁致伸缩效应将导致磁致伸缩强化现象的出现,这种强化不是金属表面的强化,而是整体的强化。磁致伸缩和摩擦应力的联合作用可以引起金属相或组织结构的变化,这些都导致材料表面的强度和硬度提高,从而改善其耐磨性(见图1)[16]。Muju M K等[2,4]测得磁场造成金属内应力明显下降而塑性增加,并根据内应力在塑性变形中的作用,认为磁场中材料内应力的变化可使位错速度增加而迅速聚集在一起,材料类似于经受某种冷加工而变形硬化,使材料的耐磨性提高。施加磁场强度过高时,在摩擦应力和应变作用下,位错将以较快的速度向接触表面聚集,成为裂纹源,加速接触点断裂而成为磨屑,从而增大磨损。
1.5.2 对磨屑的影响
材料在摩擦过程中容易失效形成较多的碎屑。在磁场的吸引作用下,铁磁性磨屑积聚在材料接触表面,经过反复研磨,变得较细、较圆滑(见图2)[20]。摩擦面吸附了大量细而光滑的氧化物磨屑,起到了隔离作用,阻止了对摩面的直接接触,从而减少黏着、微切削作用,并缓冲局部应力。有推测认为,细而圆滑的磨屑可起类固体润滑剂的作用。当然吸附的磨屑也可能起到磨料的作用而加速表面损伤。试验数据表明,磨屑作为隔离层其有利作用远大于作为磨料的有害作用,大部分情况下都在减轻磨损。若要吸附住磨屑,磁场必须具有一定的强度值,即临界值。达到临界值之后,进一步增加磁场强度,则吸附磨屑的数量仅有少量增加,对磨损量的减少影响轻微。当磁场达到某一上限值后,吸附的磨屑已经饱和,再增大磁场强度,吸引磨屑的效用不再增加。因此,董祥林等[20,21,22]等认为,“三体磨损”是磁场条件下磨损降低的主要原因。
1.5.3 对氧化的影响
许多研究表明磁场可以促进氧化,但对其影响机制尚未完全弄清。Kumagai K等[11]认为磁场直接促进氧化:由于氧分子比其他气体分子磁导率高,因而在外磁场作用下,容易被吸引至磁体表面,使该区域氧浓度高于无磁场影响时的水平;磁场(250 mT)使空气氧浓度增加0.07%,与空气中含氧21%的数量相比,磁场强度使其增加了约1/300,如此微小量的增加说明磁场对表面氧化影响是很小的;此外还从氧化增重和氧化面积扩大的角度设计试验来证明其观点,但结果均表明氧化作用很小,难以作为在磨损试验过程中短时间内出现大量氧化的有力证据。因此,认为磁场仅会对加速氧化产生轻微影响。Hiratsuka K等[8]认为,磁场影响铁磁体对氧的化学吸附活化能,即降低材料表面的氧化激活能,磁场条件下,磨屑及接触面对氧气的吸附加速,材料表面更易于氧化,从而降低磨损。董祥林等[20]认为磁场间接地促进氧化:磁场吸引磨屑于接触表面,使其在摩擦过程中吸收机械能促进活化进而氧化。
Bemshtein等在磁场强度高达3.2×105 A/m的交流或5.6×105A/m的直流磁场中处理刀具,然后做切削试验,发现在各种切削条件下,经过两种磁场磁化的刀具寿命提高了相同的数量级,其效益也很可观。磁化切削[24]使切削力下降 ,切削热减少 ,功耗降低 ,并使加工质量得到改进,其切削效果明显好于普通切削,是一条提高刀具寿命的有效途径。沈阳某公司利用磁场吸引磨屑的原理,在大型球磨机中用金属磁性衬板代替原用的优质锰钢衬板。因磁性衬板上吸附的一层铁粉起保护作用,使衬板、钢球的磨损大大减少。据一个选矿厂直径ϕ2.7 m×3.6 m的球磨机统计,每年即可节约费用20余万元。
2 结 语
当代摩擦学研究中,利用磁场控制摩擦、减轻磨损正成为一种新的很有前景的技术。国外对切削刀具的磁化已应用于工程实际,其效益也很可观。我国应用磁场提高工件磨损寿命主要集中在黑色金属和有色金属选矿工业,在磨矿用的大型球磨机上,用磁性衬板代替高锰钢衬板来延长其使用寿命[25]。但目前应用尚不广泛,还需对磁场磨损机制进行深入研究,为尽快应用于工业领域打下坚实的理论基础。
摘要：简要介绍了目前国内外关于磁场条件下金属材料干摩擦学的研究现状,评述了磁场参数对金属材料摩擦学性能的影响机制。指出今后在考虑气氛环境等多种因素的综合作用下,应建立标准化试验方法及理论模型,并着重从材料微观层面对磨损机理进行了探讨。
干摩擦学 第2篇
Cu-Cr-Zr系合金由于具有较高的强度、良好的导热性以及优异的耐疲劳、耐磨损性能, 被广泛应用于机械磨损件、滑动轴承、结晶器内衬和大功率耐磨电触头等, 并在实际使用中取得了良好的效果[1~4]。在Cu-Cr-Zr系合金成分优化、组织结构、力学性能、时效特征、制备工艺等方面, 国内外已有大量文献报道[5~11]。除了满足工况条件所需要的力学、热学、电学 性能外 , 用于传动 或制动装 置中的Cu-Cr-Zr合金摩擦组件还应具有良好的耐磨性能与尽可能高且稳定的摩擦系数[12~15]。然而, 对该类合金摩擦磨损行为、磨屑形成机理、摩擦表面状态等的研究并不多见, 因此有必要深入分析其摩擦磨损机制。
本文研究时效态Cu-Cr-Zr合金在干滑动摩擦条件下的摩擦磨损行为, 分析滑动速度和接触压力对摩擦副磨损特性的影响, 并通过对合金磨损表面微观形貌的观察与分析, 揭示合金磨损表面片条状微粒的形成机理。
2 试验
试验合金的名义成分为Cu-0.85Cr-0.15Zr。合金的最终热处理条件为950℃/1.5 h固溶处理+450℃/3 h人工时效。合金销试样的金相组织照片如图1所示。由图1可知, 铜合金基体中存在大量的颗粒状析出物。
合金的干滑动摩擦磨损试验在MM-W1A立式万能摩擦磨损试验机上进行。摩擦副由方柱状销试样下表面与摩擦盘上表面组成。销-盘之间的滑动摩擦速度通过驱动电机实现连续无级调节, 本试验选择的速度范围为1~5 m/s。通过计算机自动调节加载液压, 改变销-盘试样之间的接触压力, 本试验选择的压力范围为0.4~1.2 MPa。采用精度为1 mg的EA-320A型电子天平称量合金材料的磨损质量损失, 取5次测量结果的平均值, 并换算为磨损体积损失, 用以评价材料的耐磨损性能。摩擦副的摩擦系数根据传感器检测的摩擦力和所施加的正压力自动读取。利用岛津S-3400N型扫描电子显微镜观察合金试样磨损后的表面形貌。
3 结果与讨论
3.1 滑动速度对合金摩擦磨损性能的影响
图2所示为在接触压力0.8 MPa下, 滑动速度对Cu-Cr-Zr合金摩擦磨损性能的影响规律。从图2可以看出, 随着滑动速度的增大, 摩擦副的摩擦系数显著降低。这是由于随着滑动速度增大, 摩擦副接触面上单位时间的能量也增加, 导致接触面温度升高, 合金表面发生软化和塑性变形, 摩擦副的摩擦系数降低。此外, 随着滑动速度的增大, 合金销试样的磨损率增大, 表明滑动速度的增大加速了合金的磨损。滑动速度越大, 机械磨损越严重, 由摩擦产生的热量也就越多。此时, 磨损表面的温升主要受滑动速度的影响。若聚集的热量不能及时散失, 会使合金磨损表面发生一定程度的软化, 导致合金的磨损率变大。因此, 随着滑动速度的增大, 合金的磨损率也增大, 当滑动速度为5 m/s时, 合金的磨损率达到8.7×10-3mm3·m-1。
3.2 接触压力对合金摩擦磨损性能的影响
图3为滑动速 度为3 m/s时接触压 力对Cu-Cr-Zr合金摩擦磨损性能的影响。从图3可以看出, 随着接触压力的增加, 摩擦副的摩擦系数显著降低, 而合金销试样的磨损率不断增加。当接触压力较小时, 摩擦副之间的微凸体相互咬合状态变化不大, 微凸体间的啮合程度较高, 致使摩擦系数处于高值。随着接触压力的增大, 微凸体发生变形破碎后会形成大量颗粒状第三体, 在高接触压力下, 颗粒状的第三体被挤压成致密片状, 从而对摩擦表面形成一定的覆盖, 起到润滑作用, 降低了摩擦副的摩擦系数。同时, 接触压力越大, 合金的机械磨损越剧烈, 摩擦副表面温度也越高, 导致合金磨损表面裂纹成核、扩展, 合金磨损率随之增大。
3.3 合金摩擦磨损后的表面形貌分析
图4为在接触压力0.8 MPa下, 不同滑动速度时Cu-Cr-Zr合金摩擦磨损后的表面形貌SEM照片。
由图4可以看出, 在各种滑动速度条件下, 合金磨损表面均有塑性变形的痕迹, 表面沿滑动方向有明显的犁沟与切削痕迹, 局部出现即将被剥离的现象, 另外, 还有少许呈松散片状的微粒附着在磨损表面上, 合金导线的磨损形式表现为粘着磨损和磨粒磨损。随着滑动从低速向高速进行, 合金摩擦表面出现更多的松散片条状微粒。由摩擦表面组织状态的变化情况可以推断, 合金发生摩擦磨损时, 摩擦副间的微凸体受到冲击作用, 被挤压形成片条状微粒。随着滑动速率的增大, 一方面, 微凸体间的冲击作用增加, 使微凸体更加容易被挤压变形;另一方面, 摩擦导致的温升也增大, 使基体金属强度降低, 从而加剧基体金属的损伤程度。这两方面的作用均造成摩擦变形层深度增加, 且加剧了基体金属磨损程度并形成了大量的片条状微粒。
从图4还可以看出, 在片条状微粒附近存在一定深度和一定长度的微裂纹。这是由于合金材料内部存在各种缺陷, 例如微气泡、脆性相第二相、夹杂物等, 导致合金基体内部力场分布不平衡, 在缺陷附近产生应力集中, 能量密度增大, 使裂纹萌生与扩展的推动力加大。在摩擦磨损的过程中, 这些结构缺陷处很容易产生空洞或撕裂, 裂纹成核。在一定条件下, 裂纹扩展, 形成新表面放出能量, 产生片条状微粒。因此, 在片条状微粒附近总伴随出现一些微裂纹。
4 结论
(1) 在干滑动摩擦条件下, 随着滑动速度与接触压力的增加, 摩擦副的摩擦系数不断降低, 而Cu-Cr-Zr合金销试样的磨损率则显著增大。
(2) Cu-Cr-Zr合金磨损表面呈现出强烈的塑性变形特征和磨粒磨损的痕迹。在冲击作用和摩擦温升的共同作用下, 合金表面微凸体发生塑性变形并引起裂纹的萌生、扩展而形成片条状微粒。
摘要：为揭示Cu-Zr-Zr合金的干摩擦磨损行为, 在MM-W1A型万能摩擦磨损试验机上, 以Cu-Cr-Zr合金作为销试样, 以GCr15钢作为摩擦盘, 研究了滑动速度和接触压力对摩擦副磨损特性的影响, 并探讨了片条状微粒的形成机理。结果表明:随着滑动速度与接触压力的增加, 摩擦副的摩擦系数不断降低, Cu-Cr-Zr合金的磨损率显著增大;合金磨损表面呈现出强烈的塑性变形特征和磨粒磨损的痕迹;片条状微粒是由合金表面发生塑性变形并引起裂纹的萌生、扩展而形成的。
干摩擦学 第3篇
聚四氟乙烯(PTFE)纤维织物衬垫早在20世纪50年代中期因关节轴承自润滑功能的需求应运而生[7]。织物衬垫作为自润滑关节轴承的重要组成部分,通常粘接在关节轴承外圈内表面,因其性能直接影响着自润滑关节轴承的寿命,受到了国内外学者的广泛关注[8,9,10,11,12,13]。本工作在自制的高速摩擦实验机上对PTFE编织材料进行干摩擦实验,模拟工况条件下,对产生摩擦热的影响因素及变化规律进行研究。
1 实验
实验在自制高速摩擦实验机上进行,采用自制PTFE编织材料,试样厚度为(0.38±0.02)mm,试样宽度为(40±0.05)mm,长度约为53mm。粘贴于曲率半径为(50±0.05)mm、弧度为60°±0.5°的试样台上。配副材料采用不锈钢(9Cr18Mo),符合GB/T3086高碳铬不锈轴承钢技术条件。进行冷处理,处理温度控制在-55℃以下,保温时间不少于1h。尺寸为ϕ50mm×50mm,表面粗糙度Ra=0.16μm。试样托采用不锈钢(9Cr18Mo)。实验前用丙酮对试样环进行去油处理,晾干后装机,然后静止加载15min后开始实验,并用实验机上配有的热电偶对试样表面温度进行跟踪测定。实验室环境为室温25℃,相对湿度60%。实验参数水平如表1所示。
2 结果与分析
2.1 载荷、频率对摩擦热温度的影响
图1(a)为不同载荷条件下温度随摩擦循环次数的变化曲线。从图中可以看出,不同载荷条件下,摩擦温度均在摩擦初期急剧升高,且其随着摩擦时间的增加,变化渐缓,最终达到动态平衡。同时比较三条曲线可以看出,在频率和摆动角度一定时,摩擦温度随载荷的增大而升高,载荷为40kN时摩擦温度在60℃左右达到动态平衡(在一定范围内波动)。 80,120kN条件下摩擦温度可达到更高,且达到平衡阶段所需时间更长。图1(b)为不同频率条件下温度随摩擦循环次数的变化曲线,从图中可以看出,不同频率条件下,摩擦循环约2000次前,摩擦温度急剧升高,之后随着摩擦时间的延长,其变化渐缓,且频率为5Hz时最先达到动态平衡,而15,25Hz条件下,温度仍在升高。同时比较三条曲线可以看出,在载荷和摆动角度一定时,摩擦温度在摩擦循环约2000次前,频率越小温度上升越快,出现低频温升高于高频的瞬间,之后随着摩擦时间的延长,低频的温度变化率变缓,高频的摩擦温度又超过低频,最终呈现频率越大温度越高的规律。图1(b)中出现交点A,这可用热力学理论中摩擦热在摩擦副间的分配情况不同来进行解释,公式(1):
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式中:c,ρ,λ分别表示比热容、密度、导热系数。金属摩擦副热扩散率大,热量在物体中传播快,受热影响的区域大。一般认为,两物性相差不大及其几何形状相近的摩擦副,可使二者形成的摩擦热均匀分布在摩擦副内[14]。当摩擦副材料的物理化学性能差别较大时,从式(1)可以看出,摩擦过程产生的热会较多地传入导热性能好的配副材料中去。在本实验中因摩擦配副材料为不锈钢(9Cr18Mo)与PTFE编织复合材料,很明显较多热量会传入不锈钢(9Cr18Mo)中去。由于摩擦副在相对滑动过程中热量产生的同时伴随热量的散失,同时频率越高热量散失越快(实验中PTFE编织材料试样固定,不锈钢做高速摆动,摆动频率越高散热越快),可以认为图1(b)所示中,摩擦开始阶段热量传导处于不平衡状态,低频率情况下由于此时产生的热量虽然小于高频率,但其热量散失也小于高频率时,当其产生热量与散失热量的差值大于高频率时,便出现A点以前低频率摩擦温度升高大于高频率时的情况。又因高频率摆动下产生热量多,更易达到热传导平衡,从而积聚较多热量,摩擦温度又很快超过低频率时,表现出频率越高温度越高的现象。
2.2 摩擦因数与摩擦热的关系
图2为摩擦因数与摩擦温度随时间变化曲线。从图2中可以看出,摩擦因数在实验初期有一个由较高值迅速回落的过程,这一过程与实验前静载15min,实验开始时由静摩擦因数转变为动摩擦因数相对应。图2中的摩擦因数与摩擦温度也呈现出一定对应关系。
从图2中可以看出,实验初期摩擦因数在摩擦温度转变较大的B段前,出现不稳定现象,摩擦因数先急剧降低,又在较小范围内缓步回升,最后达到动态平衡,这是在摩擦初期摩擦过程与磨损机制变化的磨合现象。在实验装卸过程中发现不锈钢9Cr18Mo摩擦副上有转移膜的生成(见图3)。摩擦过程中摩擦热的不断积聚,导致编织材料表面局部软化,减少了接触面的剪切应力,在摩擦配副表面形成的PTFE转移膜,使得此时摩擦副之间的接触表现为转移膜与编织材料之间的接触,这种接触大大减轻了摩擦阻力,显著降低摩擦因数,与此同时,实验中转移膜不断地被挤向两边,出现转移膜的破裂与生成共同作用,因此在磨损中出现摩擦因数缓慢增加而又最终达到基本稳定的过程[8,9]。
2.3 摩擦热对磨损机制的影响
图4为PTFE编织材料磨损SEM照片。在高速摆动情况下,摩擦副表面间因相对滑动而发生摩擦,摩擦生热致使材料表面软化,PTFE编织材料在摩擦过程中产生疲劳与黏着损伤,随着材料整体温升,引发黏着磨损与剥落(见图4)。研究认为,高速条件下的PTFE编织材料磨损状况,温度起着非常重要的作用。
3 结论
(1)高速摆动条件下产生大量摩擦热,因PTFE编织材料导热性能差,摩擦表面温度急剧升高,且其随载荷和频率的增加而升高,并最终达到平稳状态。
(2)摩擦因数与摩擦温度呈现一定的对应关系。
干摩擦学 第4篇
本文作者曾考察了激光熔覆WC/Ni基复合涂层常温滑动干摩擦磨损特性[16]。由于该涂层还应用于对一些在高温条件下服役的关键部件的强化,因此有必要研究该复合涂层的高温摩擦磨损性能。本研究在考察温度对该复合涂层摩擦磨损性能影响的基础上,着重考察其在400℃下的摩擦磨损特性,探讨WC含量和形态变化对该复合涂层高温摩擦磨损性能的影响,并在对磨痕显微观察和成分分析的基础上初步考察其磨损机理。
1 实验材料与方法
激光熔覆涂层材料为WC/Ni基合金复合粉末,其中镍基合金成分为(质量分数/%):C 0.6,Cr 7.52,Si3.62,B 2.20,Fe 3.50,余量Ni,粒度为45~100μm,WC颗粒形态为微米团聚和块状两种形态,WC微米团聚状颗粒度为(40~60μm),WC块状颗粒度为(90~130μm)。
激光熔覆实验采用Trumpf 6000W高功率快速轴流CO2激光器,熔覆时采用同步送粉方式,送粉器为Sulzer Metco Twin10C。基材选用GCr15圆盘,该试样尺寸规格为φ43mm×4mm,圆盘表面加工一环形凹槽,凹槽外径、内径、深度分别为28,22mm和1mm,如图1所示。本实验中试样编号及激光熔覆工艺参数如表1所示。
图1 GCr15圆盘式样(a)熔覆前;(b)熔覆后;(c)加工后Fig.1 The GCr15disc samples(a)before laser cladding;(b)after laser cladding;(c)after machining
激光熔覆后将试样进行磨床加工,将加工后的圆盘状摩擦副在MMG-10型高温、高速摩擦磨损试验机上以端面滑动的配副方式进行高温干摩擦磨损实验,端面摩擦副示意图如图2所示,对磨环选用退火态40Cr。磨损实验参数:(1)温度400℃,载荷80N,转速100r/min,观察WC形态和含量对涂层磨损性能的影响,实验时间均为1.5h;(2)选取6#样品(60%微米团聚WC),载荷80N,转速100r/min,分别选取不同温度100,200,300,400℃和500℃,观察涂层磨损量及摩擦系数随温度的变化,实验时间均为1.5h。磨损实验前后,摩擦副用精度为万分之一的FA1104分析天平测量磨损失重,取3次称重数值的平均值。
2 结果与分析
2.1 激光熔覆WC/Ni基复合涂层的典型形貌
激光熔覆WC/Ni基复合涂层的典型形貌如图3所示。其中,图3(a),(b)与图3(c),(d)分别为微米团聚和块状WC/Ni基复合涂层的SEM形貌,图中明亮的白色斑点为WC颗粒,并且WC颗粒弥散分布于合金涂层中。图3(a),(b)中WC颗粒呈近似圆形的团聚分布,其半径尺寸范围为10~113μm。由于WC颗粒与镍基合金密度差别较大,在图3(c)中的合金涂层底部区域出现了明显的块状WC颗粒聚集现象。图3(d)为高倍放大下块状WC颗粒的典型形貌,可以看出即使高熔点的WC颗粒也出现了部分溶解现象,WC颗粒与镍基合金有互熔和扩散,颗粒边缘出现细小的树枝晶。从图3(a),(c)中可看出这些金属基复合涂层与GCr15基体表现出良好的冶金结合,熔合线处无明显孔洞、裂纹等缺陷。在最佳工艺参数下,两种类型的WC颗粒较均匀地分布在复合涂层中并在很大程度上保留了原始形态,仅有较低程度的分解。
2.2 WC/Ni基复合涂层的高温磨损性能
2.2.1 WC含量和形态对涂层高温磨损性能的影响
图4所示为典型涂层摩擦因数曲线。如图上、中、下3条曲线分别代表6#,3#,0#涂层摩擦因数曲线,随着时间的不同三者的摩擦因数分别在0.6,0.5,0.4上下波动。添加60%WC的合金涂层的摩擦因数均高于未添加WC的镍基涂层,并且添加块状WC的涂层的摩擦因数高于添加微米团聚状WC的涂层。可见,WC硬质相在保护镍基合金不受磨损的同时提高了涂层的摩擦因数,且当WC为块状形态时此作用更加明显。
图3激光熔覆WC/Ni基复合涂层的典型形貌(a),(b)微米团聚WC颗粒;(c),(d)块状WC颗粒Fig.3 The typical morphology of laser clad WC/Ni composite coatings(a),(b)agglomeration WC particle;(c),(d)blocky WC particle
图5所示为400℃条件下WC含量和形态对熔覆层磨损性能的影响规律。由图5可见400℃条件下,镍基合金涂层1.5h磨损失重为52mg,平均摩擦因数为0.405,随着WC含量的增加,涂层的磨损量减小,平均摩擦因数升高,且不同形态WC复合涂层的磨损量也有明显差异。图5(a)中,与镍基合金磨损量相比,微米团聚WC复合涂层1#(20%WC),2#(40%WC)和3#(60%WC)的磨损量分别降至34.6%,15.4%和7.7%;块状WC复合涂层4#(20%WC),5#(40%WC)和6#(60%WC)的磨损量分别降至37.5%,17.3%和9.6%。图5(b)中,与镍基合金平均摩擦因数相比,两种形态WC复合涂层的平均摩擦因数均有很大提高,且微米团聚WC复合涂层平均摩擦因数最大达到0.512;块状WC复合涂层平均摩擦因数最大达到0.595。综合可见,两种形态WC复合涂层在400℃条件下摩擦磨损性能:较镍基合金相比均有很大提高,两者之间亦表现出较大差异。
究其原因:400℃时,从磨屑宏观形态及其完全不导电两方面分析,可判断摩擦过程中即使摩擦环境中氧压较低,摩擦双方表面仍然有明显的氧化迹象。在高温和接触应力的双重作用下,镍基合金涂层与对磨环实际接触面积增大,黏着磨损增加。硬质相WC颗粒使涂层产生弥散强化而使强度和硬度增加,同时WC颗粒本身的硬度很高,使涂层的黏着抗力增大,从而涂层磨损量减小,平均摩擦因数增大。同样WC颗粒在涂层中的致密度也影响涂层的磨损性能,致密度越高对镍基合金的保护作用越强,进而涂层的黏着抗力越大。涂层中WC质量分数相同时,微米团聚WC在涂层中的致密度相对要好,所以WC质量分数为20%,40%和60%时,微米团聚WC复合涂层的磨损量均低于相同质量分数块状WC复合涂层的磨损量。
图5 WC含量和形态对熔覆层高温磨损性能的影响规律(a)磨损量;(b)平均摩擦因数Fig.5 Influential rules of WC content and form on high temperature wear resistance of cladding coatings(a)mass loss;(b)average friction coefficient
2.2.2 温度对涂层磨损性能的影响
图6所示为温度变化对6#(60%微米团聚WC)复合涂层平均摩擦因数和磨损量的影响规律,从图6可看出,随温度的升高平均摩擦因数呈降低趋势,磨损量呈升高趋势。分析其原因:在温度较低时,摩擦表面氧化较小,此时摩擦因数主要取决于摩擦副本身。复合涂层中致密度较好的硬质相WC颗粒对镍基合金的“阴影保护效应”较大,减少了摩擦副双方的黏着抗力,且硬质相WC的抗变形能力强,对摩擦运动阻力大,导致平均摩擦因数高,磨损量小。在温度范围100~500℃内,随着温度的升高,复合涂层与对磨环摩擦表面之间氧化速率增大且氧化物磨屑生成量增加,氧化物磨屑对复合涂层的磨料磨损作用加大,导致涂层磨损量增大,且复合涂层主要磨损机制由低温下的磨料磨损转变为氧化磨损和磨料磨损复合作用。当温度升高至500℃时,摩擦表面氧化速率剧烈增大且对磨双方塑性变形增加至切削作用,因此摩擦表面氧化膜磨屑生成量急剧上升,涂层磨料磨损加剧,磨损量大幅度增加。由于在高温(100~500℃)下氧化膜磨屑生成量增多,磨损表面氧化膜磨屑层覆盖面积增大,所以平均摩擦因数随着温度的升高呈降低趋势。
2.2.3 涂层的磨痕形貌与成分能谱分析
为进一步了解涂层的磨损性能,采用扫描电子显微镜对涂层进行磨痕形貌分析。图7为两种形态WC硬质相颗粒磨损后的背散射电子SEM照片,从图7可以看出,微米团聚状与块状WC颗粒在磨损后基本都保持了外形的完整性。因硬质相颗粒与镍基合金基体冶金结合良好,故在发生磨损时硬质相颗粒不易脱落且摩擦表面磨损较均匀。经磨损碳化钨颗粒在金属表面形成了“凸起”,对复合涂层较软的镍基基体起到了很好的保护作用,因此,硬质相碳化钨颗粒的存在使得复合涂层的摩擦因数比单纯镍基合金的明显提高。图8所示为400℃下60%微米团聚状WC复合涂层的磨痕SEM形貌:从图8(a)中可以看出,3#涂层磨损面上有很少的细划痕,表明该涂层具有良好的耐磨性;从图8(b)可以看到灰色氧化膜磨屑致密的填充在白色硬质相WC颗粒周围,对镍基合金起到很好的保护作用,在一定程度上减轻了涂层的磨损、提高了涂层的耐磨性。图9所示为400℃下60%块状WC复合涂层的磨痕SEM形貌:与微米团聚WC复合涂层相比,块状WC复合涂层磨屑呈片层状且磨痕分布不均匀、较深且更宽,从而表现出更差的整体耐磨性。究其原因:正是由于块状WC复合涂层中硬质相分布不均匀,某些大面积的镍基区域不能被WC颗粒保护,进而导致对磨环对其切削作用加大;此外,硬质相WC颗粒附近黏着的片层状氧化膜磨屑与颗粒状磨屑相比,与基体的结合力较弱且容易在磨损过程中发生脱落,无法对基体起到很好的保护作用。因此,微米团聚WC复合涂层的高温耐磨性优于块状WC复合涂层。
图7硬质相WC颗粒磨损后背散射电子形貌(a)微米团聚WC颗粒;(b)块状WC颗粒Fig.7 Back-scattered images of WC hard phase after abrasion(a)agglomeration WC particle;(b)blocky WC particle
图8 400℃下3#涂层磨痕SEM形貌(a)低倍背散射电子形貌;(b)较高倍背散射电子形貌Fig.8 SEM images of laser cladding sample 3#abrasion trace at 400℃(a)back-scattered image at low magnification;(b)back-scattered image at higher magnification
对两种形态WC复合涂层进行磨痕能谱分析,结果如图10与图11所示。图10为60%微米团聚WC复合涂层磨痕能谱(即图8(a)中A,B区域),从图中可知:A区域主要含Fe,O元素,表明A区域表面形成了一定厚度的氧化膜,可对涂层起较好保护作用;而B区域中主要含W元素,表明硬质相WC颗粒在涂层中的致密度较高,从而使Ni基区域得到很好保护。图11为60%块状WC复合涂层磨痕能谱(即图9(a)中A,B区域),从图中可知:A,B区域中Fe,O元素含量都较少,表明整个磨损面上形成的氧化膜很薄,磨损过程中容易发生氧化膜的剥落,很难对涂层起到很好的保护作用;B区域中Ni元素平均含量很高,说明涂层中WC颗粒致密度较低,使得Ni基区域受到的保护作用也较小,导致镍基合金与对磨环金属发生黏着磨损。因此,涂层磨痕能谱结果表明:当WC质量分数为60%时,微米团聚WC复合涂层比块状WC复合涂层表现出更好的耐磨性。
图9 400℃下6#涂层磨痕SEM形貌(a)低倍二次电子形貌;(b)较高倍二次电子形貌Fig.9 SEM images of laser cladding sample 6#abrasion trace at 400℃(a)secondary electron image at low magnification;(b)secondary electron image at higher magnification
图10 3#60%微米团聚WC复合涂层磨痕能谱(a)A区域;(b)B区域Fig.10 EDS diagram of sample 3#with micro-agglomeration WC 60%abrasion trace(a)area A;(b)area B
图11 6#60%块状WC复合涂层磨痕能谱(a)A区域;(b)B区域Fig.11 EDS diagram of sample 6#with blocky WC 60%abrasion trace(a)area A;(b)area B
3 结论
(1)高温滑动干摩擦磨损实验表明,硬质相WC颗粒的加入可显著提高激光熔覆WC/Ni基复合涂层的高温耐磨性,且随着WC含量的增加,熔覆层的高温耐磨性也随之提高。当WC含量达到60%时,微米团聚和块状WC/Ni基熔覆层与Ni基合金熔覆层相比,磨损量分别降至7.7%和9.6%,耐磨性分别提高了13倍和10.4倍。
(2)含量相同,形态不同的WC颗粒对熔覆层的高温耐磨性也有很大影响。当WC质量分数为20%,40%,60%时,微米团聚WC熔覆层耐磨性比块状WC熔覆层分别提高了8.3%,12.5%,25%。硬质相WC颗粒分布越均匀,复合涂层的高温耐磨性越好。