摩擦性能范文

摩擦性能范文（精选11篇）

摩擦性能 第1篇

关键词：搅拌摩擦加工,铝基复合材料,磨损性能

金属基复合材料具有硬度高、强度大、耐磨性好、热膨胀因数低等优点,是一种先进的结构材料,在航空、航天、汽车等领域具有广阔的应用前景。铝基复合材料是金属基复合材料的典型代表,是在纯铝或铝合金中分散有特殊第二相的多相材料,具有特殊物理力学性能的第二相极大地增强了材料的强度、硬度、耐磨、耐热等性能。通过将不同性能的铝基体和强化相复合在一起,可使材料的性能显著提高[1]。

搅拌摩擦加工技术(Friction Stir Processing,FSP)是基于搅拌摩擦焊原理的一种新型材料改性与制备新技术[2,3]。搅拌摩擦加工过程中,加工区在摩擦热及机械搅拌的共同作用下,经历了剧烈的塑性变形及组织的动态再结晶,从而实现了加工组织显著致密化和均匀化[4,5]。搅拌摩擦加工利用加工区金属剧烈的塑性变形和流动,通过加入一定体积分数的元素或第二相可以进行微观组织的改性[6,7],在耐磨表面复合材料制备[8,9]等方面是一种非常有效的加工技术。

颗粒增强铝基复合材料是目前较为成熟、应用较多的金属基复合材料[10],其制备工艺主要有挤压铸造、喷雾沉积、粉末冶金等方法。挤压铸造、喷雾沉积等方法适合制备颗粒含量较低的铝基复合材料,粉末冶金方法可以制备高体积分数的铝基复合材料,但设备及生产成本较高[11]。国内外有关颗粒增强铝基复合材料摩擦磨损性能的研究报道不少[12,13,14,15]。本研究选用广泛应用的ZL109铝合金为基体,通过加入一定体积分数的B4C颗粒作为强化相,利用搅拌摩擦加工技术制备铝基复合材料,并对其显微组织和磨损性能进行探索研究,以期为颗粒增强铝基复合材料的进一步研究和实际应用提供可靠的理论与技术积累。

1 实验

采用共晶型Al-Si-Cu-Mg系ZL109铸造铝合金,该合金是常用的铝合金活塞材料。添加粉末为颗粒度10μm的B4C颗粒。实验在FSW2.4CX-006龙门式数控搅拌摩擦焊机上进行。搅拌头材料为H13热作模具钢,轴肩摩擦面为双圆环,轴肩直径12mm,搅拌针形状为带螺纹的圆台型,搅拌针直径3.6mm,长度5.2mm。

搅拌摩擦加工试样的尺寸为150mm×150mm×6mm,加工区域表面采用金相砂纸研磨,使其具有相同的表面粗糙度。试板表面采用机械加工方法加工深3mm、宽1.5mm的矩形沟槽,开槽后用酒精或丙酮清理。将粉末均匀地添加于沟槽,先用无针平轴肩搅拌头封堵粉末,再用圆台型螺纹搅拌针进行四道次重复加工,每道中间间隔20min。搅拌摩擦加工参数为:搅拌头转动速率为1000r/min,前进速率为100mm/min,倾角为2°。

将搅拌摩擦加工区域在UMT-2型摩擦磨损试验机上进行球盘式干摩擦滑动磨损实验,摩擦副为直径9.38mm的不锈钢球,摩擦半径为5mm。磨损实验参数为:磨损载荷为50N,磨损转速为150r/min,磨损时间为20min。摩擦因数由与摩擦磨损试验机相连的电脑直接读出。采用SEM观察其磨痕形貌。

2 实验结果与分析

图1为不同温度下ZL109铸态和搅拌摩擦加工制备铝基复合材料的摩擦因数-时间关系摩擦磨损曲线。图2为两种不同状态材料摩擦因数随温度变化曲线。可以看出,摩擦因数的变化趋势均为随着磨损温度的增大而增大。两种状态材料的摩擦磨损曲线均存在较大的波动,但其变化趋势均表现为先上升,然后相对平稳,最后再上升。铸态材料本身硬度较低,且组织不均匀,因此,随着磨损温度的升高,其磨损曲线的波动较大(见图1(a));不同温度下搅拌摩擦加工制备的复合材料在磨损初期的摩擦因数曲线整体比较平缓,随时间变化的波动较小(见图1(b)),从摩擦因数的数据的均方差值来看,摩擦因数的分散度较小,所以摩擦性能相对较稳定。因为碳化硼的加入,材料的表面硬度比较高,在磨损过程中,碳化硼承担了部分载荷,随着磨损的进行,形成了机械混合层又强化了磨损面,所以表现出较好的磨损性能。

图1 不同温度下的摩擦磨损曲线(a)铸造铝合金;(b)搅拌摩擦加工复合材料Fig.1 Friction coefficient curves at various temperatures(a)as-cast Al alloy;(b)friction stir processed composite

图3为不同温度下两种状态材料磨损表面的形貌。由图3可以看出,铸态未处理材料的磨损面除出现较浅的犁沟外,还有磨屑脱落后留下的犁沟凹坑(见图3(a-1))。200℃时的磨损面塑性变形痕迹开始比较明显,并出现剥离痕迹(见图3(b-1)),300℃时,铸态未处理材料的磨损面更粗糙,塑性流动更加严重,且存在明显的波浪纹(见图3(c-1))。这是因为在磨损过程中,铸态材料表面的微凸在对磨材料不锈钢球和旋转力矩的切削作用下,产生塑性变形,并从其表面脱落形成磨屑,导致磨损面上出现凹坑。产生的磨屑附在对磨材料不锈钢球的接触表面,形成三体磨损,犁削复合材料的表面而成;随着磨损的进行,复合材料的表面开始产生细粉状磨屑,经过反复地切削磨损作用,破碎为更细小的颗粒,并被碾压平铺于磨痕表面,而且部分被碾压堆积的磨屑剥落。300℃时,在高温磨损载荷作用下,磨损形成的磨屑由于高温影响在新的表面产生黏着、“焊合”,随后又被切断、转移,使磨损表面形成犁沟,产生较大的塑性变形,产生大量块状磨屑。同时由于高温作用使基体材料变软,铝合金的塑性增加,摩擦因数增加,同时极易造成试样与表层粘附着的磨屑的黏合,磨损量也大幅度增加,形成大量块状的磨屑。根据判断可以分析出此阶段以黏着磨损为主。100℃时,搅拌摩擦加工制备复合材料的磨损表面光洁完整(见图3(a-2)),由于少许脱落的碳化硼颗粒残留在对磨材料上,犁削复合材料表面形成较浅的犁沟。此时的磨损机理主要为磨粒磨损。随着温度升高到200℃时复合材料的磨损表面塑性变形痕迹开始比较明显(见图3(b-2)),磨损过程中脱落的碳化硼颗粒相对较多,犁沟也比较深,凹坑逐渐变大。在磨损载荷的作用下,磨屑和脱落的细小的碳化硼颗粒形成一定的机械复合层。300℃的磨损表面变得粗糙,出现一定的塑性流动痕迹,而且也出现较大的块状磨屑脱落的痕迹(见图3(c-2))。所以此阶段的磨损主要为黏着磨损。

图2 不同温度下的平均摩擦磨损因数Fig.2 Average friction coefficient curves at various temperatures

(a)100℃;(b)200℃;(c)300℃(a)100℃;(b)200℃;(c)300℃

图3 不同温度下的磨损表面形貌1-铸造铝合金;2-搅拌摩擦加工复合材料Fig.3 SEM morphologies of worn surface at different temperatures 1-as-cast Al alloy;2-friction stir processed composite

图4为不同温度下的磨屑形貌及其EDS图谱。在磨损温度较低(100℃)时,搅拌摩擦加工制备的铝基复合材料磨损过程中形成的磨屑,宏观上体现为非常细小的黑色粉末状(见图4(a)),此时磨损处于轻微磨损阶段。随着磨损的温度升高,在温度300℃时,磨屑宏观上呈银白色的粗大的块状(见图4(b)),同时伴随着一些比较小的粉末状磨屑,但其所占体积分数甚小。

从能谱分析结果可知,复合材料在温度为100℃的条件下磨损形成的黑色细小磨屑尺寸均在10μm以下,除了材料基体中所含有的Al、Si元素外,还存在较多的O元素。分析认为主要来自磨损过程中复合材料表面氧化形成的Al2O3。由此可以表明,这个阶段的磨损以氧化磨损为主。当温度达到300℃时形成的磨屑,其形状为大块状,尺寸约500μm。从图示的能谱图中可以清晰地看到,磨屑中同样含有Al、Si和O三种元素,但其中O元素的含量较少。由此可说明,随着温度升高,复合材料的磨损机理由氧化磨损转变为黏着磨损,同时伴随着少量的氧化磨损。

图4不同温度下的磨屑形貌(1)及其EDS图谱(2)(a)100℃;(b)300℃Fig.4 Morphology(1)and EDS(2)of wear debris at different temperatures(a)100℃;(b)300℃

3 结论

(1)铸态情况下的摩擦因数高于搅拌摩擦加工制备的铝基复合材料,并且两种材料的摩擦因数都随磨损温度的升高而增大。

(2)铸态情况下的摩擦因数比搅拌摩擦加工制备的铝基复合材料的波动大,所以复合材料的摩擦性能更稳定。

摩擦性能 第2篇

弹用涡喷发动机密封元件摩擦性能试验研究

从添加剂和表面改性两个方面,对某涡喷发动机密封部件摩擦副的摩擦性能进行了试验研究.结果表明FROMULA 4-10和PC-7000两种添加剂,以及磷化和刷镀铟铜合金两种密封环表面改性方法,能够改善密封元件的摩擦性能.

作 者：古乐 王黎钦 李秀娟 齐毓霖 刘艳梅 刘振德  作者单位：古乐,王黎钦,李秀娟,齐毓霖(哈尔滨工业大学机械工程系,黑龙江,哈尔滨,150001)

刘艳梅,刘振德(航天机电集团公司31所,北,京,100074)

刊 名：推进技术  ISTIC EI PKU英文刊名：JOURNAL OF PROPULSION TECHNOLOGY 年，卷(期)：2001 22(6) 分类号：V235.11 关键词：涡轮喷气发动机   金属密封件   摩擦试验   摩擦系数  

自润滑关节轴承摩擦磨损性能研究 第3篇

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

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橡胶-地面石材摩擦性能的研究 第4篇

关键词：橡胶,地面石材,摩擦,静摩擦因数

近年来,随着人们消费水平和消费观念的提高,地面石材已越来越多地被应用到建筑行业中,但随之而来的地面防滑安全问题却日渐突出,尤其是公共场所的地面防滑安全问题[1]。目前,国内公共场所地面由于太过光滑而导致意外滑倒致伤致残等事件越来越多,仅2005年我国因地面湿滑摔伤在案的事件就达7.65万件[2],其中老人和小孩占了绝大部分。但由于我国相关地面石材防滑性能检测方法及技术标准还不够成熟,没有一个划分安全性能的明确指标,所以对这类事件责任的划分也就无明确依据可循。橡胶作为一种天然的高耐磨防滑材料,其弹性模量很低、粘弹性很高,具有诸多优良的摩擦学特性,通过一定的改性合成,现已被广泛用于制作鞋底、轮胎、传送部件等[3]。橡胶与其它材料的摩擦是一个十分复杂的过程[4,5,6,7],国内外众多学者针对橡胶类材料与冰面、普通地面等的摩擦做了大量的理论和实验研究工作[8,9,10,11],结果表明,法向荷载、名义接触面积、静止接触时间、橡胶硬度、温度、表面干湿状态等因素都会对其摩擦性能产生一定的影响。因此,对橡胶-地面石材的摩擦性能展开研究,从而得出这些因素对其摩擦性能的影响关系,为我国修订相关检测方法与技术标准提供依据具有重要的意义。

1 实验

自制的简易摩擦测试装置如图1所示。推拉千斤顶采用气压驱动,可以获得一个稳定均匀变化的推拉力;数显推拉力计的额定量程为1000N,精度为0.1%,最小读数为0.1N,置于一光滑导轨上;橡胶块用胶水粘贴于木板下表面中央位置,一次实验后及时更换;橡胶块、木板、重物组成滑块组件,置于待测地面石材上。

滑块组件中木板尺寸为200mm200mm20mm。为了考虑橡胶块名义接触面积的影响,以76mm76mm3mm[12]的面积5776mm2为基准,分别取其面积的50%、75%、100%、125%,制得4种不同尺寸的橡胶块,分别为54mm54mm3mm、66mm66mm3mm、76mm76mm3mm、85mm85mm3mm。地面石材采用市售普通人造瓷砖,尺寸为30mm30mm5mm。测试时环境温度为25℃,接触表面为干燥光滑表面。

为了真实地模拟人行走时因地面湿滑而摔倒的情况,实验中采用水平拖拉方法测定橡胶-地面石材静摩擦因数SCOF值(Static coefficient of friction),以此衡量地面石材的防滑性能,重点研究了法向荷载、名义接触面积、静止接触时间等因素对静摩擦因数的影响。SCOF值采用经典库仑摩擦定律(式(1))进行计算:

F=μN或undefined(1)

式中:μ为静摩擦因数,F为摩擦力,N为法向荷载。

2 结果及分析

2.1 法向荷载的影响

实验中采用逐级加重物(砝码块)的方法来控制法向荷载的大小。图2给出了橡胶-地面石材的静摩擦因数随法向荷载的变化关系。从图2中可以看出,4种不同尺寸橡胶块情况下橡胶-地面石材的静摩擦因数都具有类似的变化规律,即随法向荷载的增加,静摩擦因数都有所减小,但减小的幅度逐渐减小。对于实验所采用的橡胶和地面石材,随着法向荷载的进一步增大,静摩擦因数最后趋于一定值0.45。由此可见,当法向荷载大于一定值时,静摩擦因数趋于稳定,法向荷载的影响较小,可以忽略。

橡胶由于具有低模量、高弹性的特点,与其它材料之间的摩擦表现为3种形式[7],即粘附摩擦、滞后摩擦(变形损失摩擦)和气窝摩擦(包括由特殊条件引起的其它摩擦),可表示为:

F=Fa+Fh+Fv (2)

式中:Fa为粘附摩擦力,即为摩擦表面分子之间相互接触而产生的摩擦力;Fh为滞后摩擦力,由于橡胶与另一基体表面因压缩变形而消耗了能量,这种能量损耗必须由外力作功来予以弥补,此外力就是滞后摩擦力;Fv为气窝摩擦力,即为接触表面之间空隙里的空气或其他液体而产生的摩擦力。其中粘附摩擦和滞后摩擦起主要作用,气窝摩擦较小,可忽略不计。当橡胶与地面石材类基体材料表面相互接触压紧时,由于表面粗糙度的关系,它们并没有完全接触在一起,而只是在微凸体顶端接触,即实际接触面积并不等于名义接触面积。实际接触的微凸体上应力很高,很容易达到较软材料即橡胶的剪切强度极限和受压屈服极限强度,引起塑性变形。由简单粘着理论可知,对于理想的弹塑性材料有:

N=Acσs (3)

F=Acτb (4)

式中:N为法向荷载,F为摩擦力,Ac为实际接触面积,σs和τb分别为较软材料的受压屈服极限强度和剪切强度极限。

摩擦力和法向荷载通过实际接触面积联系在一起,它们之间符合简单的比例关系。随着法向荷载的继续增大,微凸体上的应力不再增加,只能增大接触面积使其能恰好承受法向荷载,从而引起摩擦力的进一步增大。

实验中,随着法向荷载的增大,橡胶受到的挤压作用变形增大,消耗了更多的能量,滞后摩擦力不断增大,同时实际接触面积也在增大,但实际接触面积比法向荷载增长得慢些,并不与法向荷载的增长成正比。由式(3)和式(4)可知,摩擦力的增长也滞后于法向荷载的增长,最终导致静摩擦因数的减小。当法向荷载增加到一定程度后,橡胶受压缩作用变形发展比较充分,实际接触面积的增大与法向荷载的增长接近正比关系,其静摩擦因数最后趋于一定值。

2.2 名义接触面积的影响

图3给出了7种法向荷载条件下橡胶-地面石材静摩擦因数与名义接触面积的关系。从图3中可以看出一个基本趋势:在同等法向荷载条件下,静摩擦因数随名义接触面积的增大而增大,且在低荷载条件下表现出较好的线性关系,在中高荷载条件下不再符合线性关系。

由图3中的拟合曲线可以发现,当法向荷载为84.9N和170.3N时,2条曲线几乎重合,且具有非常好的线性相关性,相关系数R均大于0.95;当法向荷载为296.8N和396.6N时,曲线具有较好的线性相关性,相关系数为0.80~0.90;当法向荷载为493.6N、569.7N和668.8N时,曲线的线性相关性较差,采用一次线性拟合时相关系数均小于0.80,图3中采用3次多项式进行曲线拟合。曲线拟合公式及相关系数如表1所示。对于非理想的弹塑性材料,由于实际接触面积上的微凸体并没有全部达到其剪切强度极限和受压屈服极限强度,其实际接触面积比按式(3)计算的结果稍大。随着名义接触面积的增大,2种材料中的微凸体有更多的机会接触挤压,使实际接触面积也相应增大,最终导致静摩擦因数的增大。这还可以从法向荷载的影响关系来分析:当法向荷载大小相同时,名义接触面积越大,其单位压力就相应越小,即单位上的法向荷载减小,从而导致静摩擦因数增大;同时,随着法向荷载的增大,其静摩擦因数降低的幅度逐渐减小,最终导致在中高等法向荷载条件下静摩擦因数与名义接触面积的非线性增长关系。在所测的各种法向荷载条件下,静摩擦因数分布在0.43~0.48。

2.3 静止接触时间的影响

采用76mm76mm3mm的橡胶块,在同等法向荷载持续作用下,每隔5min测试1次橡胶-地面石材的静摩擦因数。图4为4种法向荷载条件下静摩擦因数-静止接触时间关系曲线。

由图4可见,橡胶-地面石材的静止接触时间越长,其静摩擦因数就越大。静摩擦因数分布在0.35~0.45,静止接触时间对其静摩擦因数的影响较大。采用曲线拟合发现,4条曲线都具有良好的线性相关性,相关系数R均大于0.95。曲线拟合公式及相关系数如表2所示。由于2种材料表面以微凸体的形式相互接触,在法向荷载的持续作用下,微凸体上存在很大的接触应力,微凸体发生塑性变形并彼此粘着,使实际接触面积不断增大。随着静止接触时间的延长,发生塑性变形和彼此粘着的程度逐渐加大,表现为粘附摩擦和滞后摩擦力不断增大,从而引起静摩擦因数不断增大。

2.4 其它因素的影响

(1)温度的影响

橡胶的摩擦性能与其弹性模量E及粘弹性参数tanδ(损耗角正切值)有着直接关系[4],弹性模量E随温度的升高而降低,粘弹性参数tanδ则随温度的升高先增大后减小。综合起来,随着温度的升高,静摩擦因数先增大,当表面温度很高使材料软化时,静摩擦因数又减小。

(2)橡胶硬度的影响

由于橡胶本身的硬度较小,与刚性物体接触时, 实际接触面积较大, 而橡胶的摩擦性能与实际接触面积有重要的关系[5]。在干燥摩擦条件下,当橡胶的硬度增大时,其塑性变形的能力减小,微凸体之间的粘着效应减弱,静摩擦因数减小。

(3)表面状态的影响

接触表面的干湿状态、表面粗糙度、表面膜等都会对其摩擦性能产生影响[6]。表面状态不同时,粘附摩擦、滞后摩擦、气窝摩擦的大小关系发生变化,接触表面的摩擦性能也会随之改变。

3 结论

(1)随着法向荷载的增大,橡胶-地面石材的静摩擦因数有所减小,但减小的幅度逐渐减小。当法向荷载大于一定值时,静摩擦因数趋于稳定,法向荷载的影响较小,可以忽略。对于实验采用的橡胶-地面石材,其静摩擦因数最后趋于0.45。(2)在同等法向荷载条件下,橡胶-地面石材静摩擦因数随名义接触面积的增大而增大,且在低等法向荷载条件下表现出较好的线性关系,在中高等法向荷载条件下不再符合简单的线性关系。在实验所测的各种法向荷载条件下,静摩擦因数分布在0.43~0.48,名义接触面积对其静摩擦因数的影响较小。(3)在同等法向荷载条件下,橡胶-地面石材静摩擦因数随静止接触时间的延长而增大,表现出良好的线性关系。在实验所测的4种法向荷载条件下,静摩擦因数分布在0.35~0.45,静止接触时间对其静摩擦因数的影响较大。(4)温度、橡胶硬度、接触表面状态等因素也会对其摩擦性能产生一定的影响,因此仍需对其进行大量的理论和实验研究,得出这些因素与其摩擦性能的关系,为我国修订相关检测方法与技术标准提供依据。

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[11]彭旭东,等.橡胶和轮胎的摩擦[J].橡胶工业,2003,50:562

摩擦性能 第5篇

硅表面聚苯乙烯自组装超薄膜的制备及摩擦磨损性能研究

研究了苯乙烯-乙烯基三乙氧基硅烷共聚物在羟基化基片上的自组装行为及聚合物超薄膜的摩擦磨损性能.结果表明,自组装聚合物薄膜的厚度和均匀程度取决于聚合物成膜溶液的浓度.与空白基底相比,自组装膜修饰的基底在低载荷下同钢对摩时的`摩擦系数更低,耐磨寿命更长.因此,自组装聚合物薄膜可以作为低载荷下硅基材料的减摩抗磨防护层.

作 者：周峰 陈淼 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)：2002 22(2) 分类号：O634.41 关键词：硅   聚苯乙烯   自组装超薄膜   摩擦磨损性能  

摩擦性能 第6篇

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

摩擦性能 第7篇

45钢, Cu, GCr15, 巴氏合金等是常用的耐磨金属类材料。由于纯铜强度低, 通常在铜中加入一些合金元素, 改善其性能, 如黄铜, 锡青铜等, 被广泛用于制造轴承, 轴套等耐磨零件和弹簧等弹性元件[7,8,9,10]。刘阳等[11]发现高铝青铜除了在纯水中高载滑动下的磨损量高于普通铝青铜以外, 其他条件下的耐磨性均优于普通铝青铜。冯在强等[12]开发的新型锡青铜具有较高的耐磨性, 抗拉强度提高了70%~90%, 极大提高了合金的力学性能。巴氏合金是一种广泛使用的轴承材料, 具有减磨特性, 优异的嵌藏性和顺应性。巴氏合金的摩擦学性能已经得到了广泛研究[13,14,15]。吴海荣等[16]发现锡基巴氏合金具有耐腐蚀性, 在海水环境高速重载条件下的摩擦因数和磨损率依然较小, 并且摩擦学行为较为稳定。工程陶瓷与上述耐磨金属作为摩擦副配合使用具有较高的使用价值, 但是目前关于这几种陶瓷-金属摩擦副摩擦学性能的研究工作鲜有报道。

本工作以3种工程陶瓷材料Si3N4, SiC, ZrO2和4种典型的耐磨金属材料45钢, Cu, GCr15, 巴氏合金为研究对象, 进行了微量润滑条件下的工程陶瓷-金属摩擦副的摩擦磨损正交实验, 考察了陶瓷-金属摩擦副在微量润滑下的摩擦学性能。

1 实验

实验所用3种陶瓷材料均为市售产品, 采用热压烧结方法制备, 其主要性能见表1。对磨金属分别为:轴承钢GCr15, 回火后硬度为HRC58~65;锡青铜QSn4-3 (本文用符号Cu来代替) , 其中各元素含量为Sn 3.8% (质量分数, 下同) , 余量Cu, 硬度为HB160;45钢, 调质后硬度为HRC40~44;采用锡基巴氏合金ZChSnSb8-4 (本文中用符号SS代替) , 其中各元素含量为Sb 8%, Cu 3.2%, 余量Sn, 硬度约为HB22, 锡青铜和巴氏合金属于硬度较低的合金。4种金属偶件摩擦面均研磨至粗糙度低于0.8μm。

正交实验能够明显减少实验次数, 并利用统计的方法分析结果, 得到最优的组合方案。实验考虑陶瓷材料种类, 金属材料种类, 载荷, 摩擦副相对滑动速率4个因素。每个因素考虑4个水平, 利用正交表L16 (45) 安排实验。其中陶瓷材料种类因素包括Si3N4, SiC, ZrO23种常用工程陶瓷和GCr15 4个水平。金属材料因素包括Cu, 45钢, GCr15, 巴氏合金4个水平。实验共产生16对陶瓷-金属摩擦副组合, 其中GCr15-金属摩擦副在此作为和陶瓷-金属摩擦副的对比实验。实验载荷因素的4个水平分别为2, 5, 10, 20N。摩擦副相对滑动速率因素的4个水平分别为0.04, 0.08, 0.16, 0.24m/s。

实验采用UNT-3多功能摩擦磨损试验机, 摩擦副的运动形式为球-盘间往返式滑动摩擦。球试样为陶瓷球和进行对比分析的GCr15球, 直径为3.996mm。盘试样为金属长方体, 尺寸为20mm10mm6mm。计算机自动记录实验过程的摩擦因数、载荷、频率等相关参数。每个实验点重复进行3次, 最终结果取3次的平均值, 从而减小实验误差。盘试样用轮廓仪测量磨损断面尺寸并经计算得到磨损率。球试样在精度为0.1mg的光电天平上称量磨损前后的质量损失, 通过计算获得体积磨损率。采用扫描电镜 (SEM) 观察对磨金属件的磨损表面形貌。

球试样磨损率ω1用式 (1) 计算:

式中:ω1是球试样的磨损率, mm3/ (Nm) ;Δm是磨损前后的质量损失, g;ρ是试样密度, g/mm3;P是载荷, N;S是磨程, m。

盘试样磨损率ω2用式 (2) 计算:

式中:ω2是盘试样的磨损率, mm3/ (Nm) ;L是金属磨痕的长度, mm;h为金属磨痕的平均深度, mm;r是球试样的半径, mm。

试样在丙酮中用超声波清洗5min, 干燥后进行实验和测量, 摩擦时间为2400s, 室温。采用10W-40型润滑油。润滑方式为滴油, 使摩擦副处在微量润滑的条件。

2 实验结果与讨论

2.1 摩擦因数的分析

表2为陶瓷-金属摩擦磨损正交实验所得的平均摩擦因数以及金属偶件磨损率的数据分析。如表2所示, 实验的摩擦副组合摩擦因数整体在0.1~0.25之间。可见, 润滑油对于陶瓷-金属摩擦副润滑减磨效果良好。从球试样材料的平均摩擦因数看, Si3N4和GCr15的平均摩擦因数相差很小, 均比ZrO2, SiC小。巴氏合金的平均摩擦因数最小。分析可知, 摩擦因数最优的水平组合为A3B4C3D3, 即Si3N4-SS组合, 在载荷为10N, 速率为0.16m/s的条件下是陶瓷-金属摩擦副组合中摩擦因数最小的。

图1是载荷与速率对摩擦因数影响的效应曲线。可以看出, 在摩擦过程中, 摩擦因数随载荷的增大而减小, 与速率不成单调的增减关系。从极差上看, 陶瓷材料和载荷这两个因素极差较大, 离散程度大, 说明二者对摩擦因数的影响显著。而速率的极差最小, 离散程度最小, 速率对摩擦因数的影响是4个因素中最小的。因此, 选择合适的陶瓷材料是陶瓷-金属摩擦副的重点, 直接关系到摩擦副的摩擦因数大小。

2.2 磨损率的分析

测量磨损质量的过程中发现, 除了白色的ZrO2有黑色斑点外, Si3N4, SiC陶瓷球肉眼上基本看不出有磨损痕迹, 在精度为0.1mg的光电天平上测量陶瓷磨损前后质量变化极小, 无法与仪器的测量误差区分, 故忽略不计陶瓷的磨损, 这说明陶瓷的磨损极低。

表3为与不同金属偶件对磨的球试样GCr15磨损率。作为对比实验的GCr15球, 经测量和计算, 其磨损率如表3所示。可见, 虽然GCr15的磨损率已经达到10-7 mm3/ (Nm) 这个很低的数量级, 但是, 随着摩擦时间的延长, 陶瓷对比GCr15作为摩擦材料, 在磨损失效上的优势会越发明显。同时, 金属偶件的磨损率很大程度上决定了陶瓷-金属摩擦副的可靠性, 如要发挥其中陶瓷的优异磨损性能, 对金属偶件的磨损率也提出了较高的要求。

从表2分析可知, 金属偶件磨损率最小的水平组合为A4B2C1D2, 即SiC与45钢, 在载荷为2N, 速率为0.08m/s的条件下, 偶件45钢的磨损率最小。整体而言, 与陶瓷对磨的金属磨损率只有10-7 mm3/ (Nm) 这个数量级, 已经算是很小的磨损量。这就表明硬度较高的陶瓷与硬度相对低的金属对磨, 金属并不会产生比与GCr15对磨时更大的磨损率, 其中SiC-金属摩擦副具有比GCr15-金属摩擦副更优的磨损率。从平均磨损率看, 与SiC对磨的金属偶件的平均磨损率明显小于与其他3种球试样材料对磨的金属的, 前者约为后面的1/2。也就是说, 在3种工程陶瓷中, 这4种金属与SiC配对摩擦时, 摩擦副的磨损性能最好。偶件45钢与巴氏合金的平均磨损率基本相当, 低于GCr15和Cu。但是, 巴氏合金的平均摩擦因数低于45钢, 磨损率与45钢相差很小, 综合考虑, 巴氏合金的综合性能优于45钢, 更适合作为陶瓷的对磨材料。

如表2所示, 从各因素对磨损率影响的极差上分析, 载荷因素的极差最大, 离散程度最大, 对于金属偶件的磨损率影响也是最大的。陶瓷材料的种类这一因素的影响次之。因此, 选择合适的陶瓷材料可以在一定程度上减小金属偶件的磨损率, 提高摩擦副整体的磨损性能。图2为载荷与速率对金属偶件磨损率影响的效应曲线, 由图2可知, 随着载荷的增加, 金属偶件的磨损率会增大。金属偶件的磨损率与速率并不是单调的增减关系。

2.3 金属磨损表面分析

图3 (a) 是GCr15自身对磨后的磨损表面的电子显微照片。可以看出, 在载荷为10N, 速率为0.16m/s的条件下, 局部放大后, GCr15表面有微量的黏着磨损, 产生了裂纹, 微观形貌变化较为明显。图3 (b) 是与ZrO2对磨的巴氏合金的磨损表面, 可以看出, 在载荷为10N, 速率为0.08m/s条件下, 巴氏合金磨损表面出现了一些细微裂纹。图3 (c) 显示, 在载荷为20N, 速率为0.08m/s的条件下, 与SiC对磨的Cu磨损表面有轻微的犁沟。图3 (d) 是与Si3N4对磨的巴氏合金磨损表面, 在载荷为10N, 速率为0.08m/s条件下, 巴氏合金的磨损表面基本没有出现裂纹, 表面极为平滑。

如图3所示, 大多数金属偶件摩擦表面都有细微的裂纹产生。实验为球-盘滑动摩擦磨损, 陶瓷的高强度高硬度特性, 在载荷作用下会造成陶瓷球压入硬度相对较低的金属材料的摩擦表面, 使金属表面产生犁削现象和裂纹, 对金属摩擦磨损产生影响。

同时, 在陶瓷球与金属的摩擦表面, 不同移动位置对盘试样的瞬时压力也不同, 其受到的是具有周期性、瞬时性特点的陶瓷球作用力的挤压, 金属表面处于反复快速变化的受力状态[17]。在陶瓷球的正下方, 金属所受的瞬时正压力达到最大值, 金属的变形瞬时达到最大, 但此时可以认为没有相对位移。在摩擦力的作用下, 处于陶瓷球相对移动前方的金属向磨痕两边变形移动, 陶瓷球相对移动末端的金属表面的位移最大, 如此, 金属磨屑在磨痕的边缘和末端渐渐形成堆积成膜的表面形貌。磨痕内的金属表面受力状态变化反复又迅速, 瞬时产生的润滑膜难以堆积, 不易形成致密的润滑膜。在反复的磨损接触中, 压力对润滑膜造成破坏, 同时又产生新的润滑膜。因此, 磨痕内金属表面很难形成大块、完整致密的润滑膜。

巴氏合金与Si3N4对磨后, 其磨损表面比其他金属磨损表面平滑, 微观磨损效果较好, 这存在很多方面的原因。对巴氏合金表面进行EDS分析 (图4) , 其质量分数为O 20.75%, C 13.80%, As 0.03%, Sb14.74%, Pb50.68%。其中氧元素含量较高, 这是因为Si3N4具有自润滑作用, 其在摩擦表面可以反应形成一层氧化产物是SiO2。它同时与油分子形成润滑性能良好的油膜保护摩擦面, 避免发生黏附磨损现象, 使金属偶件的磨损率大幅降低。同时, 这也使得摩擦过程中需克服的摩擦力不再是摩擦表面的剪切强度, 而是润滑膜的黏度。因此, Si3N4-金属的摩擦因数显著降低。Si3N4比SiC具有更好的自润滑效果, 更适合与金属组合成摩擦副。

此外, 锡基轴承合金含有铜、锡、锑等延性金属材料, 且铜和锡在摩擦热的条件下具有自扩散的能力[17]。巴氏合金所含的金属间化合物受到陶瓷这种极硬材料的挤压和剪切, 易脱离基体成为细小的颗粒留在摩擦表面, 形成润滑膜, 减小摩擦因数和磨损[18,19]。因此, 锡基巴氏合金比其他3种金属更适合与陶瓷组合成摩擦副。随着载荷的增大, 硬度高的陶瓷易使硬度相对较小的金属表面物质挤压变形成为微小颗粒脱落, 这是金属磨损的一种形式, 也是载荷对磨损率影响较大的原因。同时, 剪切应力会随着载荷增大而提高, 可能会高于其屈服应力, 从而导致金属表面产生犁沟和塑性变形。因此, Si3N4-SS与其他陶瓷-金属摩擦副长时间摩擦有很大的优势, 具有更高的可靠性和寿命。

3 结论

(1) 在微量润滑的条件下, Si3N4, SiC, ZrO2工程陶瓷和Cu, 45钢, GCr15, 巴氏合金组合的摩擦副整体摩擦因数在0.1~0.25之间, 陶瓷和金属偶件的磨损率较低, 为10-7 mm3/ (Nm) 数量级, 陶瓷-金属摩擦副整体摩擦学性能良好。

(2) 在微量润滑的条件下, Si3N4-巴氏合金的摩擦因数最低, SiC-巴氏合金的磨损率最小。陶瓷材料对摩擦副的摩擦因数和磨损率影响较大, Si3N4陶瓷具有自润滑效果, 能形成氧化膜减少摩擦, 使摩擦因数减小, Si3N4比SiC更有优势。

摩擦性能 第8篇

在摩擦材料中金属纤维和陶瓷纤维常被用来增强基体[8]。如钢纤维具有成本低,强度和韧性高等优良性能,在半金属摩擦材料领域,甚至粉末冶金摩擦材料领域获得良好效果[9,10]。然而,钢纤维易氧化锈蚀,易引起尖叫震动等问题。在以陶瓷纤维为增强纤维方面,研究较多是碳化硅纤维[11],硅氧铝陶瓷纤维[12]等,而对莫来石陶瓷纤维的研究报道较少。莫来石纤维属于氧化物陶瓷纤维,具有高温性能稳定、弹性模量高、抗氧化能力强等特性,与氧化铝陶瓷有着相近的热膨胀系数[13],有望成为陶瓷基摩擦材料中优良的理想增强纤维。基于此,本工作选用钢纤维/莫来石陶瓷纤维混杂作为增强材料制备陶瓷基摩擦材料,研究莫来石纤维含量对其摩擦磨损性能的影响,利用SEM观察试样磨损表面微观形貌,分析与探讨其磨损机理,以期为研制高性能陶瓷基摩擦材料提供技术参考。

1 实验

1.1 原料及试样制备

陶瓷基摩擦材料是由陶瓷组分、增强纤维、摩擦调节剂组成的多元复合材料。陶瓷组分由板状刚玉(80~140目)、黏土(320目)和钾长石(200目)组成;增强纤维为钢纤维和莫来石陶瓷纤维。钢纤维为珠海大正金属纤维有限公司生产的D3-52F型钢纤维,莫来石陶瓷纤维由山东鲁阳有限公司提供,其直径为5~10μm,长度为3~5mm。摩擦调节剂包括碳化硅、鳞片石墨等。

采用氮气保护热压烧结方法,通过配料混合压坯加压烧结工艺制备陶瓷基摩擦材料。即,用高速混料机将各原料按比例配合搅拌15min,在搅拌后的混料中添加质量分数为1.7%的聚乙烯醇溶液,搅拌均匀,并将最终混料体烘干。最终混料体在YX32-500型油压机上压制成型,压制力25MPa。并在DGNL-300多功能烧结炉中用氮气作保护气氛进行加压烧结,烧结温度为1100℃,烧结压力2MPa,保温保压时间2h。不含莫来石纤维的陶瓷基摩擦材料试样的主要组分(质量分数)为:陶瓷组分60%~70%,钢纤维10%~25%,摩擦调节剂8%~14%。保持以上各组分比例不变,分别添加质量分数为8%,16%和24%的莫来石纤维,得到钢纤维/莫来石纤维增强陶瓷基摩擦材料试样。

1.2 实验方法

在XD-MSM型定速摩擦磨损试验机上评价陶瓷基摩擦材料的摩擦磨损性能。根据GB57632008,将样品加工成尺寸为25mm25mm6mm的试样,每次实验使用的2块试样均来自于同一块摩擦材料试样。对偶摩擦盘为45钢,摩擦盘转速为480r/min,恒定载荷1225N。实验温度依次为100,150,200,250,300℃和350℃,每个温度下旋转5000r。通过所测摩擦力与载荷的比值计算得出摩擦因数μ,根据所测量的每个温度下摩擦实验前后的厚度,由计算机自动计算得出试样的磨损率V。

利用HR-150DT型洛氏硬度计测量实验前试样的硬度;通过WAW型液压万能试验机测定试样的剪切强度和压缩强度。为了研究试样的磨损机制,将试样放入108MANUAL型真空镀膜仪内为磨损表面镀金,镀金时间为40s,然后采用ZEISS型场发射扫描电子显微镜(SEM)观察喷金试样磨损表面形貌。

2 结果与分析

2.1 硬度和力学性能

图1为陶瓷基摩擦材料的硬度、力学性能(剪切强度和压缩强度)随莫来石纤维含量变化的关系。可以看出,加入莫来石纤维的试样的硬度表现出随纤维含量增加而增大的趋势。不同莫来石纤维含量对试样力学性能有所差别,当莫来石纤维含量为8%时,试样的力学性能明显高于未添加莫来石纤维的试样,而当莫来石纤维含量提高至24%时,其抗剪强度和抗压强度明显降低(同含8%莫来石纤维的试样相比降低幅度分别达45%和55%以上)。主要是因为,随着莫来石纤维含量增大,纤维在基体中分散不易均匀,产生局部聚积,莫来石纤维的增强效果受到影响。

2.2 摩擦磨损性能

图2为莫来石纤维含量对陶瓷基摩擦材料摩擦因数的影响关系曲线。可以看出,莫来石纤维含量的不同对摩擦材料的摩擦因数具有较严重的影响。在升温过程中,添加了莫来石纤维的摩擦材料在各个温度下的摩擦因数均高于未添加莫来石纤维的摩擦材料,且其摩擦因数随莫来石纤维含量增加而增大。除此之外,在摩擦温度100℃到350℃升温过程中,未添加莫来石纤维的材料摩擦因数从100℃时的0.43降低到350℃时的0.33,说明摩擦因数出现了较严重的热衰退。而添加8%或16%的莫来石纤维的材料,其摩擦因数变化较平稳,当莫来石纤维含量达到24%时,摩擦因数波动起伏较大。

莫来石纤维含量对陶瓷基摩擦材料磨损率的影响如图3所示。可见,随着摩擦温度的升高,陶瓷基摩擦材料的磨损率都表现出增加的趋势,在100~200℃之间,其磨损率总体以缓慢的速度增加,而在200℃以上,其磨损率增加较明显。值得注意的是,在高温300℃以上,添加了莫来石纤维的摩擦材料在各个温度下的磨损率均高于没有添加莫来石纤维的材料,且其磨损率随莫来石纤维含量增加而增大。如在350℃时,添加了24%的莫来石纤维比未加入莫来石纤维的摩擦材料,其磨损率增大了1.65倍,显示出严重的磨损。由于钢纤维的导热性能高于莫来石纤维,在陶瓷基摩擦材料中加入莫来石纤维,钢纤维的含量必定减少,莫来石纤维含量越多,钢纤维含量越少,从而更加导致陶瓷基摩擦材料摩擦表面的热传递速率降低。在高温下,摩擦表面热量积聚越高,就更易降低陶瓷基摩擦材料的摩擦表面强度,在摩擦过程中摩擦表面损耗程度增大,磨损率随之增加[14]。并且莫来石纤维含量越大,因团聚的莫来石纤维在摩擦过程中更易破碎、断裂,破坏摩擦表面,从而也增大了陶瓷基摩擦材料的磨损率。

2.3 磨损表面形貌

磨损表面形貌是判定磨损机制最直接且主要的依据。图4为实验后未添加莫来石纤维增强的陶瓷基摩擦材料磨损表面形貌的SEM图。可见,在摩擦过程中,未添加莫来石纤维的材料摩擦表面上的微凸体被碾细,并且在摩擦力作用下在摩擦表面形成摩擦层,摩擦层除了出现刮削的犁沟和擦伤外,还存在较大的剥落坑(图4(a))。同时发现,在摩擦表面A区域出现了较明显的微裂纹(图4(b)),并且裂纹扩展至摩擦表面亚表层(图4(c))。分析认为,随着摩擦温度的升高,摩擦表面瞬时温度则更高,陶瓷基摩擦材料在载荷压力和摩擦温度的作用下,摩擦表面将形成不稳定的接触压力场和温度场[15]。一方面,在不稳定的循环接触压力和摩擦剪切力反复作用下,摩擦表面产生塑性变形和位错,加上摩擦表面上的陶瓷基体与纤维间变形不连续,从而易产生应力集中,导致疲劳微裂纹出现在摩擦表面上,进而扩展至摩擦亚表层中,因此出现疲劳磨损;另一方面,由于陶瓷基摩擦材料中各组分的热膨胀系数的差异,使得受热摩擦表面层、亚表层以及摩擦表面层中不同区域热膨胀率不同,从而导致摩擦表面也会出现热应力微裂纹[16]。经过反复摩擦,这些微裂纹的存在使得摩擦表面上形成的摩擦层被撕裂并且局部剥落,形成较大剥落坑(图4(a)中B区域),加速了

材料的脆性脱落,脱落的颗粒进一步对摩擦表面产生磨损作用,部分剥离后的颗粒在磨损表面起到磨料磨损作用,刮擦摩擦表面,出现机械磨损犁沟痕迹,从而也加速磨损。由此可以得出,未添加莫来石纤维的陶瓷基摩擦材料磨损形式主要是脆性脱落和疲劳磨损,伴有磨粒磨损。

图5和图6分别为实验后添加了莫来石纤维增强的陶瓷基摩擦材料磨损表面形貌SEM图。可知,添加了莫来石纤维的陶瓷基摩擦材料的摩擦表面相对未添加莫来石纤维的均粗糙不平。当在陶瓷基摩擦材料中添加莫来石纤维后,具有高导热性的钢纤维含量减少,降低其摩擦表面的热传导。在高温下,摩擦表面的瞬间温度将更高,此时产生较软材料向较硬材料的摩擦表面转移,在摩擦表面上形成一层转移膜[17],且材质相同的黏着趋势更显著,在摩擦表面形成大量黏着点,在摩擦力反复作用下,黏着点将脱离,从而破坏摩擦表面上生成的转移膜,因此在摩擦表面因黏着而产生了大量瘤状物和凹坑,造成摩擦表面粗糙不平,发生了黏着磨损。从图5中可看出,试样摩擦表面存在着明显的黏着坑,形成了显著的黏着带。根据机械-分子作用理论[18],摩擦力主要来源于机械作用力(犁沟,刮擦等)和分子作用力(黏着等),温度升高,材料的黏着磨损加剧,黏着产生的摩擦力增加,因此摩擦因数有所增大,同时加剧了磨损。此外,在摩擦表面还存在平行于摩擦方向的犁沟。综合可见,含8%莫来石纤维的试样出现了黏着磨损和磨粒磨损。

从图6可以清晰地看出,含16%和24%的莫来石纤维的两种摩擦材料的磨损表面存在共同点,即在磨损表面上也都存在一些大小不等的黏着坑,发生了黏着磨损。在摩擦过程中,对偶盘摩擦表面上的凸峰压入摩擦表面并撕扯,使黏着坑扩大和深化。此外,莫来石纤维部分表面明显裸露在磨损表面上。由于莫来石纤维耐高温,在高温下不会软化,但韧性弱。当莫来石纤维含量越多时,在陶瓷基体分散得越不均匀,更容易团聚,使得莫来石纤维与陶瓷基体界面结合性能弱,在摩擦力作用下,暴露于摩擦表面的莫来石纤维容易破碎、断裂,脆性断裂的莫来石纤维形成坚硬的碎屑,滞留于摩擦副间,在磨损表面起到磨料作用,加剧了摩擦材料的磨粒磨损,磨损表面变得粗糙不平,摩擦表面的相对运动阻力增大,导致两种摩擦材料能够具有较高的摩擦因数(图2),同时磨损率增大(图3)。因此,分析表明16%和24%莫来石纤维增强的陶瓷基摩擦材料的磨损形式仍以黏着磨损和磨粒磨损为主。

3 结论

(1)加入莫来石纤维的试样的硬度表现出随莫来石纤维含量增加而增大的趋势,当莫来石纤维含量为8%时,试样的力学性能明显高于未添加莫来石纤维的试样,含24%莫来石纤维试样的力学性能同含8%莫来石纤维试样相比明显下降。

(2)莫来石纤维的加入能够显著提高陶瓷基摩擦材料的摩擦因数,且随莫来石纤维含量增加而增大。在高温下,添加了莫来石纤维的摩擦材料在各个温度下的磨损率均高于未添加莫来石纤维的摩擦材料,其磨损率随莫来石纤维含量增加而增大。

(3)未添加莫来石纤维的陶瓷基摩擦材料磨损形式主要是脆性脱落和疲劳磨损,伴有磨粒磨损;而添加莫来石纤维的陶瓷基摩擦材料磨损形式转化为黏着磨损和磨粒磨损。

摘要：利用氮气保护热压烧结法制备含0%～24%(质量分数)莫来石纤维增强陶瓷基摩擦材料,采用XD-MSM型定速摩擦试验机研究莫来石纤维含量对摩擦材料摩擦磨损性能的影响,借助于扫描电子显微镜观察实验后试样的磨损表面形貌,并探讨其磨损机理。结果表明:莫来石纤维的加入能够显著提高陶瓷基摩擦材料的摩擦因数,且随莫来石纤维含量增加而增大。在高温下,陶瓷基摩擦材料的磨损率随莫来石纤维含量增加而增大。未添加莫来石纤维的陶瓷基摩擦材料磨损形式主要是脆性脱落和疲劳磨损,伴有磨粒磨损;而添加莫来石纤维的陶瓷基摩擦材料磨损形式转化为黏着磨损和磨粒磨损。

电刷镀镍镀层摩擦磨损性能比较分析 第9篇

参照刷镀基本工艺参数[1]并查阅文献同时结合实践经验现将本文的单因素实验参数分布表列举如表1:

根据表1的工艺参数进行刷镀制备八个镍镀层试样, 从制备好的镍镀层中切出规格如图1的长方体试样, 在金相磨平磨机上磨平, 并用砂纸进行抛光。

2摩擦磨损实验设备

本试验采用MMS-2A屏显式磨损试验机。摩擦副采用环块式滑动摩擦磨损的干摩擦磨损方式, 对磨环与测试试样形成滑动摩擦[2]。其中试验材料形状长方体块状, 对磨材料为环形。本试验选取对磨件材料是Cr12Mo V, 其硬度为HV760, 尺寸为外径为Ø40mm, 长度为10mm, 内径为16mm。试验条件为干摩擦, 对磨件转速为200r/min, 载荷为10kg。

3实验方法

试验前将长方体试样置于超声波清洗机中洗净, 然后用酒精擦拭烘干, 在精度为0.0001g的电子天秤上对块状试样进行称量, 取三次称量的算术平均值作为该试样的质量。磨损后的质量由摩擦试验结束后进行同样的步骤得出, 摩擦试验前后的质量值相减为试样在试验过程中失重的大小。

试验过程中, 对磨材料安装于下试样轴, 长方体试样安装于上试样轴且固定不动。对试样的转速、试验力大小、单个试样的试验时长等参数进行设定, 并开启MMS-2A试验机配套的监测软件来记录试验过程中摩擦系数、摩擦力矩、试验力大小等参量的变化, 生成摩擦系数-时间曲线进行分析[3]。

4实验结果

试验在MMS-2A微机控制摩擦磨损试验机上进行, 环形试样的转速为200r/min, 摩擦力大小为100N, 每个试样磨损时间为15min。试样在摩擦试验前后的质量如表2所示:

由表2可见试样3在同等条件下的磨损失重最小, 说明试样3的耐磨性有可能是最好的。具体还要参照试样的磨擦系数和时间图来判定。

试样1-8以及基体的摩擦系数-时间图分别如下:

由导出的实验报告表表可可以以总总结结如如表表33所所示示::

因此可见试样3的平均摩擦系数最低, 而且较稳定, 刚开始很低, 慢慢摩擦系数变大是因为基体和刷镀层结合部位性能不够稳定, 磨久了就到了基体, 所以摩擦系数总体成一个上升的趋势。即当刷镀电压为12V、刷镀时间为15min、阳极速率为20 m/min时得到镀层摩擦磨损性能最优。

参考文献

[1]朱文慧.纳米颗粒增强Ni基耐蚀耐磨复合镀渗表面合金层的研究[D].南京:南京航空航天大学, 2008.

[2]李静.电刷镀镍层摩擦磨损及船机部件修复中的应用[D].大连:大连海事大学, 2008.

钠钙硅玻璃摩擦磨损性能研究 第10篇

关键词：钠钙硅玻璃,摩擦磨损,双环实验

随着我国现代化进程的高速发展, 航空、汽车、火车的窗玻璃以及大型建筑上的玻璃幕墙等工程玻璃构件以及一些家用玻璃器件的安全性和可靠性显得越来越重要。各种玻璃材料的摩擦磨损性能的研究也得到了国内外学者的广泛研究, 然而针对钠钙硅玻璃摩擦学特性, 以及其磨损后的残余强度的研究报道却很少。考虑到在实际工程应用中, 玻璃与45#钢接触较多, 故采用钠钙硅玻璃与45#钢作为摩擦副。该文的目的是研究钠钙硅玻璃在不同载荷作用下与45#钢对磨时的摩擦磨损性能, 并初步探讨其摩擦机理, 为其应用推广提供更好的实验参考数据。

1 实 验

为考察钠钙硅玻璃的普遍性能, 选用外购平板玻璃为研究对象 (洛阳浮法玻璃集团生产) 。样品厚度为4 mm。经切割、研磨、抛光等工序加工成120 mm120 mm的玻璃试样共12块。对摩偶件材料为45#钢经820 ℃淬火后480 ℃回火, 平均硬度为HRC22。试验前, 试样均在丙酮中清洗, 后用热风吹干待用。摩擦磨损实验在多功能材料表面性能测试机上进行, 如图1所示。

试验时, 计算机控制调节材料表面性能试验机横梁位置, 带动检测装置缓缓向下移动, 使压头与玻璃样品接触并施加一定的垂直载荷Fy;启动电动机, 通过同步带传动, 使其玻璃样品与转盘一起以一定的转速旋转。在玻璃样品旋转过程中, 将产生水平摩擦力Fx, 通过水平传感器检测信号并将信号送到计算机中;预先施加的垂直力Fy通过垂直传感器检测信号并将信号送到计算机中。通过软件进行控制、数据处理, 得到Fx、Fy随时间的函数曲线, 以及摩擦系数μ=Fx/Fy随时间的函数曲线, 试验软件如图2所示。在试验过程中, 电动机转速保持500 r/min, 摩擦圆半径为20 mm, 载荷分别设定为5 N、10 N、15 N和20 N, 摩擦时间为600 s。用精密天平测量试样的磨损前后的质量, 并计算出试样质量损失。根据摩擦力矩值计算出摩擦系数。用SMZ168体式显微镜和HXD-1000TMC/LCD显微硬度计对试样磨损表面进行形貌观察。再对不同加载载荷的玻璃试样进行双环实验, 并计算其平均临界载荷, 其结果如表1所示。

2 数据处理与结果分析

在4种载荷 (5 N、10 N、15 N和20 N) 下, 对钠钙硅玻璃的耐磨性进行了评估, 其磨损试验结果如图3～图6所示。

由图3～图6的摩擦系数曲线, 得出45#钢球与钠钙硅玻璃对磨时的摩擦系数随载荷变化的规律曲线, 如图7所示。

从图7中可以看出, 在电机转速为500 r/min (摩擦点线速度0.335 m/s) 的情况下, 摩擦系数先增大后减小。当载荷为5 N时, 由于力比较小, 摩擦磨损过程在玻璃表面进行, 磨损量极少。当载荷增加到10 N时, 摩擦过程将很快进入玻璃内部形成犁沟, 犁削作用明显增强, 故摩擦系数增大。但随着力值的继续增加, 摩擦过程中局部温度升高, 玻璃塑性变形也随之增大, 故摩擦系数有所下降。

以载荷10 N为例, 分别对磨后形成的玻璃犁沟和钢球磨损形貌用SMZ168体式显微镜 (放大倍数为倍) 和HXD-1000TMC/LCD显微硬度计 (放大倍数为倍) 观察如图8, 图9所示。由图8可以看出:在10 N载荷下的钠钙硅玻璃试样磨损表面较为粗糙, 点蚀坑直径和深度明显见图8 (a) ;而10 N载荷下的45#钢球磨损表面较为光滑, 只存在轻微的点蚀坑, 而无明显剥落痕迹。

3 结 论

a.磨损率随着载荷的增加出现波动, 当载荷低于10 N时, 摩擦系数随载荷增加而明显增大, 而当载荷超过10 N时, 摩擦系数随载荷增加而明显降低。

b.45#钢球的磨损失效主要源于点蚀, 钠钙硅玻璃其磨损失效主要源于表层塑性变形。

c.钠钙硅玻璃的初始损伤对其强度影响至关重要, 但随着损伤的加剧对其强度并不明显。

参考文献

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[8]陈卓君, 张祖立, 贾春德, 等.钢/玻璃的摩擦磨损性能动态观测研究[J].润滑与密封, 2005, (4) :88-90.

摩擦性能 第11篇

关键词：铜基复合材料,颗粒增强,石墨自润滑,碳纤维,碳纳米管,摩擦磨损

0 引言

铜基复合材料具有较高的强度及良好的导电导热性、减磨耐磨性、耐蚀性等一系列优点,在摩擦减磨材料、电接触材料和机械零件材料等领域发挥着重要的作用[1，2]。随着铜基复合材料应用的越来越广泛,其对摩擦性能要求越来越高,因此需要不断开发耐磨铜基复合材料。

颗粒增强是常见的在提高复合材料整体强度的同时还可以提高其耐磨性的途径,常用的增强颗粒有TiC[3-5]、Al2O3[6]、FeAl[7]、SiC[8]和WC等。石墨作为自润滑材料也是常见的提高铜基复合材料耐磨性的增强体,其本身的结构使得复合材料兼有基体性能和良好的耐磨性。纤维是一种新的增强体,它比传统的颗粒增强体具有更优异的性能,研究较多的纤维增强体是碳纤维、Al2O3纤维[9]、W纤维[10]、SiC纤维[11]和B纤维[12]等。新型的增强体还有碳纳米管,其增强作用与碳纤维增强相比更为明显。

1 颗粒增强铜基复合材料的摩擦磨损性能

颗粒增强即在软韧的Cu基体中形成弥散分布的硬质颗粒,既能改善基体的室温和高温性能,又不明显降低基体的导电性,达到导电、强度和耐磨性能综合提高的效果。由于颗粒增强铜基复合材料具有制造成本低、性能优异等优点,其研制和开发日趋广泛[13]。

TiC颗粒硬度高,具有良好的力学性能,是优良的耐磨材料。例如,将Cu-Cr-Zr作为基体材料,与TiC粉末混合制备成TiC弥散强化铜基复合材料,在销盘式摩擦试验机上进行干摩擦磨损实验,结果表明,随着TiC颗粒体积分数的增加复合材料的磨损率先降低后增大,当TiC颗粒体积分数约为3%时磨损率最低[14]。Rajkumar K等[15]研究了Cu-TiC-C复合材料的摩擦性能,实验用纯铜作为基体,TiC和C作为增强体,利用微波烧结技术制备出了(5% ~15%)TiC-(5%~10%)C的铜基复合材料,同时以纯铜试样作对比,在销盘式摩擦试验机上测试两种材料的摩擦性能。结果表明,纯铜磨损量远大于含增强体的复合材料,并且随着TiC和C含量的增加磨损率呈降低趋势。这是由于随着石墨含量的增加,复合材料在摩擦过程中更容易产生石墨磨粒,这些磨粒起到了润滑作用,降低了复合材料的磨损率。而随着TiC含量的增加,复合材料摩擦滑动的初始阶段发生了磨损,这些硬质粒子裸露在磨损表面承载了摩擦载荷,减缓了铜基体的继续磨损。

Al2O3也是常见的增强体之一。Fathy A等[16]研究了纳米尺寸的Al2O3颗粒增强铜基复合材料的摩擦磨损性能,实验结果证明,经Al2O3增强的铜基复合材料耐磨性提高,摩擦性能较好。

在WC颗粒增强的铜基复合材料上添加适量合金元素可以进一步改善原有复合材料的摩擦性能。Eunji Hong等[17]分别制备了含铟和不含铟的WC颗粒增强铜基复合材料,并对其进行摩擦磨损实验,结果证明铟的固溶减小了复合材料的摩擦系数,尤其在较高的滑动位移下,减磨效果更为明显。

La2O3的加入同样可以提高铜材料的耐磨性能,用粉末冶金法内氧化生成Cu-La2O3复合材料,其耐磨性能高于不含La2O3的纯铜材料[18],并且在适当含量范围内随着La2O3含量的增加磨损量下降。

2 自润滑铜基复合材料的摩擦磨损性能

在金属基体中加入固体自润滑材料可提高材料的摩擦磨损性能[19，20],而石墨由于其本身具有良好的自润滑作用、稳定的化学性质、良好的导电性,以及不易与铜或铜基体中含有的常见的锡和铅等元素反应等特性,在铜基自润滑材料中应用广泛[21，22]。

铜-石墨类材料广泛用于低电压直流发电机、汽车起动机,以及传导电流和传输信号的滑动接触点等[23]。由于石墨的自润滑作用,铜-石墨复合材料的摩擦系数比纯基体要小。在一定含量范围内,适量的石墨有助于提高铜基复合材料的耐磨性能,减小其摩擦系数,并且随着石墨含量的增加摩擦系数逐渐降低,磨损率也逐渐减小;超过临界值,磨损率随石墨含量的增加呈增高趋势[24]。

焦明华等[25]以青铜合金粉作为复合材料的基体,石墨作为固体润滑组元,适量添加镍和铁等合金元素制备了镀镍石墨铜基复合材料,探究了其摩擦磨损性能。试样采用粉末冶金复压复烧工艺制备,在室温和干摩擦条件下进行实验。结果表明,随着载荷增加,复合材料的磨损率逐渐增大,而摩擦系数受到的影响较小。当载荷小于40N时,其摩擦系数随载荷增加而逐渐减小,磨损率缓慢增加;当载荷大于40N时,石墨含量为6%的镀镍复合材料摩擦系数逐渐增大而且磨损率增幅较快。继续增加载荷至60N时复合材料磨损率仍然较低,其摩擦系数也处于较低(0.23)水平。该实验证明石墨的添加显著提高了铜基复合材料的摩擦性能。

在石墨自润滑铜基复合材料的基础上添加MoS2等化合物,并在室温下测试这种含石墨和MoS2的铜锡自润滑材料的干摩擦磨损性能,结果表明石墨的加入有效地减小了复合材料的摩擦系数,尤其当石墨体积分数为40%时复合材料的摩擦系数达到最小值(0.15)。而随着MoS2体积分数的增加复合材料的磨损率也呈进一步降低趋势。

铜-石墨-MoS2是典型的滑动电接触材料[26],由于MoS2的电阻率高、导电性能差,同时石墨、MoS2较软,可能导致电接触材料的承载能力和耐磨性差,而滑动电接触材料的工作环境是大电流,会产生电火花,使温度升高,吸附在表面的水分挥发,破坏了表面膜的完整性,造成磨粒磨损,因此需要进一步优化和改良铜-石墨-MoS2复合材料。

刘元等[27]用纳米NbSe2材料与青铜粉配制成含纳米NbSe2质量分数分别为5%、10%、15%、20%的复合材料,并采用球盘式接触摩擦形式测试其摩擦性能。结果表明,纳米NbSe2的质量分数为5%时,摩擦系数显著降低并且比较稳定,基本不随载荷的变化而变化,并且纤维状纳米NbSe2表现出比片层状纳米NbSe2材料更好的减磨效果;当纤维状纳米NbSe2的质量分数为15%时,复合材料表现出的减磨效果最佳。

3 纤维增强铜基复合材料的摩擦磨损性能

最常用的增强纤维是碳纤维,碳纤维具有高比强度、高比模量、高的导热和导电性以及低的热膨胀系数[28],此外,碳纤维缺陷数量少、比表面积大、结构致密,并且有自润滑作用,已被广泛应用于电子元件材料、滑动材料及耐磨器件等领域。碳纤维在铜基复合材料中的主要作用是承受载荷,减少磨损,而铜基的作用是承受部分载荷并将载荷传递给碳纤维。其摩擦磨损的基本过程为:较软的基体先磨损,硬质纤维逐渐突出并承受大部分载荷,纤维本身的耐磨性较好,且其大部分表面又受到基体的保护而不易受到损伤,形成纤维的露头,从而保护基体。在摩擦力的作用下碳纤维变成微小的碳颗粒,涂覆在磨损面上,起到了一定的自润滑作用。

龙卧云等[29]的实验发现,在干摩擦条件下,随着碳纤维含量的增加,碳纤维增强铜基复合材料的磨损量下降,耐磨性提高,纤维含量小于5%时,耐磨性提高很明显,纤维含量大于5%时,耐磨性随碳纤维含量的增加增幅不明显[30]。

唐谊平等采用新的电镀技术在短碳纤维上镀铜,之后用冷压烧结工艺制备出了耐磨性能较好的短碳纤维增强的铜基复合材料。实验在干摩擦条件下进行,随着纤维含量的增加,摩擦系数和磨损量明显下降,如表1所示[31],说明碳纤维的加入提高了材料的耐磨性。通过对磨损表面形貌的分析可以判断碳纤维的加入能有效地阻碍基体变形,这是由于碳纤维具有高温稳定性,可以阻碍基体软化。

Ding T等[32]在探究电流强度和温度对碳纤维增强铜基复合材料摩擦磨损性能的影响时发现,在没有电流的情况下,试样进行摩擦磨损试验时的温度开始上升迅速,然后逐渐上升并维持在38 ℃左右,摩擦系数随着温度的上升而增大;在有电流的情况下,温度随着电流的增加而上升,温度上升幅度随电流增强幅度增大而增大,并且摩擦系数也随着电流增加而增大。碳纤维的磨损主要是热磨损和电弧侵蚀造成的,电弧放电比温度上升对碳纤维磨损量具有更大的影响。

多种增强体增强金属基复合材料比单一增强体复合材料具有更连续的优异性能[33],因此将颗粒增强与碳纤维增强结合也能达到良好效果。研究表明[34],镀铜Ti3SiC2和碳纤维增强的铜-石墨复合材料的摩擦磨损性能优于未镀铜Ti3SiC2和碳纤维增强的复合材料。通过比较得出,用2%的镀铜Ti3SiC2、1%的碳纤维代替铜-石墨复合材料中的部分石墨后,复合材料的耐磨性最好。

夏龙等[35]在研究碳纤维增强Cu-Sn-Zn基复合材料和ZQSn663锡青铜在干摩擦条件下的摩擦性能时发现,碳纤维增强Cu-Sn-Zn基复合材料的磨损率和摩擦系数远远低于ZQSn663锡青铜,当碳纤维体积分数为12%时,复合材料的磨损率达到最低值,说明碳纤维的加入提高了材料的耐磨性。

4 碳纳米管增强铜基复合材料的摩擦磨损性能

碳纳米管同样具有强度高、弹性模量大、减磨耐磨性优良、导电导热性好和自润滑性优良等特性[36],其吸波能力也强,可达吉赫兹水平[37]。与碳纤维相比碳纳米管的性能更为优良,可能是目前比强度和比刚度最高的材料[38-40]。

Lin C B等[41]研究了体积分数分别为5%、10%、15%、20%的经真空烧结的碳纳米管增强铜基复合材料的摩擦磨损性能。结果表明,随着碳纳米管含量的减少,复合材料的摩擦系数呈增加趋势,当碳纳米管的含量在10%~15%范围内时复合材料的磨损率达到最低水平,意味着在这个范围内材料的磨损性能最为优异。

将体积分数为10%的碳纳米管增强铜基复合材料和纯铜块体试样在销盘式摩擦试验机上测试摩擦磨损性能,结果表明[42],载流条件下碳纳米管能明显提高铜基复合材料的摩擦磨损性能,电流对纯铜的摩擦磨损性能的影响要比对碳纳米管增强铜基复合材料的影响明显得多,如图1所示。

当碳纳米管直径增大到24~76nm,长度增加到几微米时,通过比较微波烧结的不同体积分数(5%、10%、15%和20%)碳纳米管的铜基复合材料发现[43],复合材料表现出了比纯铜高出4~5倍的抗磨损能力。碳纳米管体积分数从5%增加到15%的过程中,复合材料摩擦系数减小,而碳纳米管体积分数超过15%时复合材料摩擦系数随着碳纳米管体积分数的增加而增加,当达到20%时随着载荷的增加磨损率急剧增加。

放电等离子烧结的碳纳米管增强材料的摩擦性能比未增强的铜材高3倍。这种强化效果归结于碳纳米管在铜基体中的均匀分布、与铜基体良好的界面结合以及铜基体相对较高的密度[44]。由于放电等离子烧结成本较高,而微波烧结成本相对较低,因此微波烧结使用比较广泛。

5 结束语

铜基复合材料作为一种新型材料,已引起国内外众多学者的关注,但是依然存在一些尚不成熟的问题。目前增强铜基复合材料的制备工艺已多样化,但有些工艺并不适合规模化工业生产,如何选择最经济的制备方法,研究出真正适合于工业化生产的耐磨铜基复合材料,将是今后的主要研究方向。

从碳纤维(碳纳米管)增强铜基复合材料的研究现状来看,今后对其研究将主要侧重于进一步简化工艺,降低成本,探讨碳纤维在基体中的含量和分布与强度、耐高温性以及摩擦性能之间的关系。

对于自润滑增强铜基复合材料,由于目前还没有提出完整系统的摩擦磨损理论,相关理论研究还不够深入,因此难以对材料的设计和研制起到参考作用[45]。