干滑动摩擦

关键词： 磨损量 加载 摩擦 磨损

干滑动摩擦（精选六篇）

干滑动摩擦 篇1

关键词：复合材料,摩擦因数,磨损量,多元线性回归

金属基复合材料具有优于基体材料的力学性能和热物理性能, 在航空航天、汽车、运动器材、机械制造等领域具有广泛的应用价值和科研价值[1,2]。其中, 三维网络贯穿复合材料的增强体与基体在三维空间均保持相互连续、相互贯通, 该结构既保持了基体材料的韧性又大幅提高了复合材料的承载能力、抗冲击能力、耐磨损等性能[3,4], 此结构复合材料整体表现出各向同性。目前以陶瓷材料作为增强相的网络互穿复合材料应用比较广泛, 但陶瓷材料可加工性差, 不易形变, 具有局限性。本文采用316不锈钢丝编织网络骨架作为增强体, 浸渗6061铝合金材料制备出双金属贯穿的铝基复合材料, 对其摩擦磨损性能进行了研究, 并建立了磨损模型, 为该材料在耐磨件上的应用提供参考。

1 实验

1.1 试样制备

采用三维编织技术编织尺寸为Φ40mm×50mm的316不锈钢丝网络骨架试样, 利用丙酮溶液对骨架进行超声波清洗;熔化6061铝合金, 通过无压浸渗技术制备出316/6061双金属网络互穿复合材料毛坯件, 经切削加工成Φ36mm×6mm的盘类试样。

1.2 摩擦磨损实验

通过MMG-10型高温、高速摩擦磨损试验机进行端面式干滑动摩擦磨损实验。

摩擦磨损试验方案为:

(1) 室温条件下, 工况设定为:主轴转速100rpm, 实验时间1500s时, 分别测量摩擦因数、磨损量与加载载荷 (20N, 30N, 40N和50N) 的关系;

(2) 室温条件下, 工况设定为:加载载荷20N, 实验时间1500s时, 分别测量摩擦因数、磨损量与主轴转速 (100rpm, 200rpm, 300rpm和400rpm) 的关系。

2 试验结果与分析

(1) 微观结构分析。图1 (a) 为网络互穿复合材料骨架与基体接触基面, 可以看出二者界面结合良好。通过EDS能谱分析 (图1 (b) ) , A区为网络骨架, B区为基体合金。

(2) 摩擦学特性。将在不同实验条件下得到的摩擦因数值分别列入表1中。

图2是摩擦因数与加载载荷的关系曲线图, 图3是摩擦因数与主轴转速的关系曲线图, 图4为摩擦因数与主轴转速、加载载荷的三维关系图。由图2、图3可以看出, 摩擦因数随着加载载荷和主轴转速的增加均呈非线性增加趋势, 且在较大加载载荷和较高主轴转速时, 摩擦因数增加趋势更快。

摩擦副试样在进行摩擦磨损实验之前通常需在金相试样抛光机上进行抛光处理, 但其表面细观结构实际上仍是凹凸不平的, 是由凸峰-凹谷组成的粗糙表面。因而, 在实验过程中摩擦副实际上只是局部的微凸峰接触, 即微凸峰接触面积决定了摩擦阻力的大小。摩擦副之间所接触的凸峰数量、状态随着加载载荷、主轴转速和实验时间呈动态变化。当加载载荷增加时, 压应力也相应增加, 摩擦表面产生更为强烈的塑性变形[5,6], 摩擦表面微凸峰的接触数量增加, 且微凸峰的变形程度越大, 接触点的接触半径增大, 导致真实接触面积呈非线性显著增加, 进而使得在较大加载载荷时摩擦因数增加更为明显。

当主轴转速较高时, 单位时间内接触面积较大, 即单位时间内摩擦力所做的功更多, 内能增加, 摩擦副表面温度升高, 导致基体合金软化, 摩擦过程中摩擦副之间接触点发生粘着现象, 滑动阻力增加, 导致摩擦因数增大。主轴转速为400rpm时, 磨损试样的SEM如图5所示, 由图可以看出由于材料发生了塑性变形, 摩擦副接触表面材料发生了明显的体积转移且有辗扎平滑区, 粘着磨损严重。

(3) 摩擦磨损性能分析。将在不同实验条件下得到的磨损量分别列入表2中。

图6是磨损量与加载载荷的关系曲线图, 图7是磨损量与主轴转速的关系曲线图, 图8为磨损量与主轴转速、加载载荷的三维关系图。由图7、图8可以看出, 磨损量随着加载载荷和主轴转速的增加均呈非线性增加趋势, 且磨损量在较大加载载荷和较高主轴转速时增加更为明显。

由于在摩擦过程中摩擦副之间主要是凸峰接触, 摩擦滑动会导致凸出接触点不断被剪切、撕落, 当加载载荷和主轴转速增加时, 接触点撕裂更为严重, 导致磨损量的增加;另外, 在较大加载载荷和较高主轴转速时, 会有更多数量的不锈钢丝增强体被撕裂而脱离本体, 所剥落的硬度相对较高的增强体会参与到磨削过程中, 加剧了基体材料的磨损, 进而导致磨损量增加。

(4) 复合材料摩擦磨损回归统计模型建立。基于实验所得到的大量磨损数据, 结合R统计分析软件建立网络互穿双金属复合材料的磨损量计算模型。

模型参考西安交通大学的陈跃[6,7]建立的磨损量计算模型, 即

式中W是复合材料磨损量, p是加载载荷, v是主轴转速, t是实验时间, k、a、b、c为待定系数。

方程 (1) 做如下转换:

令y=ln W, x1=lnp, x2=lnv, x3=lnt, 并设β0=lnk, β1=a, β2=b, β3=c, 则式 (2) 为:

将表3中每个工况条件下加载载荷、主轴转速、实验时间和对应的磨损量分别求对数, 然后带入R软件中求解[8], 输出结果如图9所示, 因此回归方程可写为:

变量x1, x2, x3对应的p值都远小于显著性水平0.05, F统计量的估计值为828.4, 由对应的p值为3.054e-8, 说明回归方程是显著的;可决系数R2=0.9976, 说明方程的拟合效果良好。

将所得数据变量代换, 得到如下复合材料的磨损量方程:

其中:

W磨损量, 单位:mg;p加载载荷, 单位:N;v主轴转速, 单位:rpm;t实验时间, 单位:min。

由图9输出结果得p、v、t的幂分别为0.131、0.103、1.095, 因此在本实验研究的范围内不同实验因素对磨损量W的影响顺序依次为:实验时间t>加载载荷p>主轴转速v。

由磨损方程式 (5) 所求得的复合材料磨损量预测值与实际状况的实测值数据列入表3中, 预测值与实测值的对比曲线图如图10所示, 由曲线图同样可以看出磨损量预测值能够很好的对实验实测值进行拟合。

3 结论

(1) 网络互穿铝基复合材料摩擦因数、磨损量均随加载载荷和主轴转速的增加而增加, 且在较高载荷或较高主轴转速时增加趋势更为明显。

(2) 得到主轴转速为100 r·min-1, 实验时间为1500s时, 不同载荷下的摩擦因数和磨损量;得到加载载荷为20N, 实验时间为300s时, 不同主轴转速下的摩擦因数和磨损量。

(3) 由R软件分析结果可以看出, 三个实验因素对磨损量的影响顺序依次为:实验时间>加载载荷>主轴转速。

(4) 本文建立的磨损模型能够有效的对磨损量进行预测。

参考文献

[1]王守仁, 耿浩然, 王英姿, 等.3DNSRMMCs网络骨架结构几何特征分析[J].济南大学学报:自然科学版, 2006, 20 (1) :8-11.

[2]谢贤清, 张荻, 范同祥, 等.网络互穿结构复合材料的研究进展[J].功能材料, 2002, 33 (1) :22-25.

[3]韩少维, 王为民, 傅正义, 等.互穿网络结构复合材料中网络陶瓷预制体的制备与研究进展[J].江苏陶瓷, 2007, 40 (5) :33-37.

[4]何曾先, 陈维平, 黄丹, 等.网络陶瓷/金属复合材料的研究进展[J].材料导报, 2007, 21 (9) :13-16.

[5]王守仁, 耿浩然, 王英姿, 等.金属基复合材料中网络结构陶瓷增强体的制备及研究进展[J].机械工程材料, 2005, 29 (12) :1-3.

[6]张永振.材料干摩擦学[M].第1版.北京:科学出版社, 2007.

[7]刘高志.网络互穿铝基复合材料摩擦磨损性能与应用研究[D].济南:济南大学机械工程学院, 2010.

[8]陈跃.颗粒增强铝基复合材料干滑动摩擦磨损特性研究[D].西安:西安交通大学材料系, 2001.

干滑动摩擦 篇2

连杆大端轴瓦是柴油机中工作环境最为恶劣的运动配合件之一.连杆轴瓦工作时不仅受到气缸内气体爆发压力和活塞连杆部件往复惯性力的交变和冲击负荷的作用,而且由于轴瓦表面与曲柄销之间的高相对运动速度,使轴瓦很容易发热和磨损.而不合理的轴瓦结构设计容易使其瓦面局部产生半干摩擦,从而造成更强烈的磨损.本文对柴油机连杆大端轴瓦瓦面局部半干摩擦产生的`原因进行了分析,并提出改进措施,有效的消除了连杆大端轴瓦瓦面局部半干摩擦的产生.

作 者：何志强 汤伟 He Zhiqiang Tang Wei  作者单位：广州柴油机厂,广州,510371 刊 名：广东造船 英文刊名：GUANGDONG SHIPBUILDING 年，卷(期)：2010 29(1) 分类号：U6 关键词：中速柴油机   连杆大端轴瓦   半干摩擦  

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干滑动摩擦 篇3

单晶硅是当今集成电路制造中的重要材料之一,随着超大规模集成电路的发展,硅片表面要求具有纳米级面型精度和亚纳米级表面粗糙度,同时保证表面和亚表面无损伤,但由于单晶硅材料硬而脆,加工中极易产生裂纹和脆断,这就使得硅片的加工技术面临着前所未有的挑战[1,2,3]。目前,化学机械抛光技术(chemical mechanical polishing,CMP)已普遍地应用于硅片的超精密加工中,是制造平整光洁芯片的核心技术之一[4,5,6]。

CMP被公认为是目前最好的材料全局平坦化方法且已经成为一种广泛应用的技术[7]。CMP工艺的实质是机械和化学之间的相互作用规律[8,9]。然而,研究CMP中机械和化学的耦合作用,进而控制化学作用,一直是科研工作者研究的重要科学问题:Hickenboth等[10]研究发现,机械能可以促进、控制化学反应;Wang等[11]的CMP研究表明,当磨粒具有的机械能大于表面原子具有的去除结合能时,材料将被去除。以上均表明:可以通过研究CMP中机械作用对化学反应的控制影响规律,进而调整机械参数控制CMP中化学反应的作用。但是如何采用试验手段的方法揭示机械作用对化学反应的控制影响还有待深入和系统的研究。同时,传统CMP的抛光液中包含了大量的化学物质,如氧化剂、缓蚀剂和螯合剂等,对环境造成了严重的污染。随着人们对环境保护和安全健康两大主题的关注与日剧增,以绿色抛光液代替传统抛光液成为未来研究的热点[12]。本文在干摩擦和水润滑条件下,对单晶硅进行摩擦磨损试验,并分析其摩擦磨损机理,以探索采用绿色抛光液——水来研究CMP中机械作用对化学反应的控制影响规律。

1 试验

在UMT-2微摩擦试验机(center of trobology,USA)上进行单晶硅(100)的摩擦磨损试验。对摩偶件为ϕ4mm的Si3N4小球,下试样为单晶硅(100)芯片,每次试样在安装固定前都在超声清洗机中用酒精清洗;采用的对偶方式为往复式,载荷为30~110mN,滑动速度为5.33~10.66mm/s,摩擦磨损时间为2min。水润滑条件下的摩擦磨损试验采用去离子水为介质,将单晶硅片完全浸没在去离子水中,然后进行摩擦磨损试验,摩擦因数直接由试验机自动记录。之后用Phase Shife MicroXAM-3D 三维白光干涉表面形貌仪测量磨痕长度、宽度和凹陷深度三维参数,从而获得材料的磨损率和单次划痕的深度;用扫描电子显微镜(SEM)对试件磨损表面形貌进行观测和分析。

2 结果与讨论

2.1 载荷对摩擦因数和磨损率的影响

图1所示为两种试验条件下摩擦因数和磨损率随载荷的变化曲线。从图1a可以看出:干摩擦和水润滑两种条件下的摩擦因数均随着载荷的增大而减小。在载荷为30mN时,水润滑条件下的摩擦因数略小于干摩擦条件下的摩擦因数,随着载荷的不断增大,水润滑条件下的摩擦因数明显小于干摩擦条件下的摩擦因数;在载荷达到70mN前,摩擦因数随载荷增大急剧减小;当载荷达到70mN后,随着载荷的继续增大,摩擦因数趋于稳定状态。从图1b可以看出:两种试验条件下,磨损率均随着载荷的增大而增大:干摩擦条件下,在载荷达到70mN前,磨损率随载荷增大而迅速增大;当载荷达到70mN后,随着载荷的继续增大,磨损率增加较缓慢;水润滑条件下,磨损率很小,且明显小于干摩擦条件下的磨损率,在载荷为30mN时,磨损率最小为10μm3/s,磨损率随着载荷增大只是微量地增大,在载荷为110mN时,磨损率最大为30μm3/s。

(b)摩损率与载荷的关系

这是因为:干摩擦条件下,随着载荷的不断增大,摩擦副之间的摩擦生热显著增加,这样就使得摩擦表面黏结点分子键的抗剪切强度降低,从而使得摩擦因数下降;同时,摩擦热引起摩擦表面温度升高,使得硅基体有蠕变软化的趋势,对摩偶件与单晶硅的接触面积增大,磨损率增大。图2a所示为单晶硅在干摩擦条件下的的磨损表面形貌SEM照片,可以看出:磨损表面粗糙,有不同程度的颗粒黏着和摩擦氧化迹象,其磨损机理主要表现为黏着磨损;当载荷达到70mN后,随着载荷的进一步增大,摩擦因数趋于稳定,这是因为对摩区域SiO2氧化层已经形成,使得对摩偶件Si3N4小球与SiO2氧化层直接对摩,磨损逐渐进入稳定磨损阶段,从而摩擦因数和磨损率也逐渐趋于稳定。而在水润滑条件下,随着载荷的增大,摩擦热促进硅表面生成SiO2氧化膜,同时,对摩件间的载荷和滑动速度容易促进SiO2膜和Si3N4 小球与水发生摩擦化学作用生成低剪切强度的Si(OH)4[13],润滑膜化学反应如下:

SiO2+2H2O=Si(OH)4

Si3N4+16H2O=3Si(OH)4+4NH4OH

同时,由于水的冷却作用,以及水介质在摩擦表面形成的水膜将摩擦副隔开,从而明显减少单晶硅表面的黏着磨损[14],有效地降低了硅片表面的摩擦因数和磨损率;但当载荷为30mN时,摩擦因数只是略小于干摩擦条件下的摩擦因数,这是因为载荷太小,未在对摩面间发生摩擦化学反应;当载荷达到70mN后,随着载荷继续增大,机械除膜的速率大于化学成膜的速率,因此破坏了两者间的平衡,导致磨损率的增量减小,同时,单晶硅水润滑条件下,摩擦因数的大小取决于摩擦化学反应速率,而当载荷达到70mN后,SiO2氧化膜和Si3N4小球与水的摩擦化学速率趋于稳定,因而使得摩擦因数趋于稳定。水润滑膜和摩擦化学磨损造成材料的微量去除,导致了磨痕表面较为光滑,磨损程度明显比干摩擦条件轻,表面几乎没有黏着(图2b)。

(b)水润滑

2.2 滑动速度对摩擦因数和磨损率的影响

两种试验条件下摩擦因数和磨损率随滑动速度的变化曲线如图3所示。图3a可以看出:干摩擦条件下,滑动速度为9.33mm/s前,摩擦因数随着滑动速度的增大而减小,当滑动速度达到9.33mm/s后,摩擦因数随滑动速度的增大而增大;水润滑条件下,摩擦因数随滑动速度的增大而减小,但其摩擦因数一直较干摩擦条件下的摩擦因数小。两种试验条件下磨损率随滑动速度的变化曲线如图3b所示。可以看出:干摩擦条件下,滑动速度在8mm/s前,磨损率随着滑动速度的增大而急剧增大,但滑动速度达到9.33mm/s后,磨损率随着滑动速度增加而下降;水润滑条件下,磨损率一直很小,几乎接近与零,磨损率随滑动速度增加缓慢增加。

这是由于在干摩擦条件下,滑动速度小于8mm/s时,随着滑动速度增大,摩擦副间的摩擦热使得滑动界面温度升高,从而使得接触区域氧化物的生成更加有利,同时也引起接触区域材料软化,这就使得真实接触面积增大,因而导致摩擦因数降低和磨损率的迅速增大。滑动速度达到9.33mm/s后,随着速度的进一步提高,对摩区域产生剧烈的摩擦,导致摩擦表面温度过高,材料应变率增加,对摩偶件Si3N4小球的磨损磨屑在摩擦表面形成的一层硬质层,这就使得摩擦因数增大,同时,由于Si3N4小球磨损,这就使得对摩偶件与硬质层的真实接触面积增大,因而导致磨损率的下降; 水润滑条件下,由于水的冷却作用和水润滑膜以及摩擦化学反应膜Si(OH)4膜的润滑作用,有效地降低了硅片表面的摩擦因数和磨损率。

由此可见,载荷与滑动速度对单晶硅的摩擦磨损性能影响不同,尤其是单晶硅在高速条件下的摩擦磨损性能以及对摩偶件Si3N4小球的磨损性能还有待于进一步研究。

(b)摩损率与滑动速度的关系

2.3 单次磨痕深度分析

表1列出了干摩擦和水润滑条件下单次磨痕深度。从表1可以得出:在载荷为70mN,滑动速度为8mm/s时,干摩擦条件下的单次磨痕深度为1.25nm,而水润滑条件下的单次磨痕深度为0.07nm,因此水润滑条件下材料去除可认为是单分子层材料去除[15,16]。同时,在上述载荷和滑动速度下,水润滑条件下磨除率仅为16μm3/s(图1b),可以认为硅基体表面基本无损伤。因此, 水润滑条件下的磨损机理主要表现为机械控制化学作用下的原子/分子去除过程。

3 结论

(1)干摩擦条件下的磨损机理主要表现为黏着磨损;水润滑条件下,磨损机理主要表现为机械控制化学作用下的原子/分子去除过程。

(2)在水润滑条件下,载荷为30~70mN之间,滑动速度为8mm/s时,对摩面间的载荷和滑动速度促进了硅片表面发生摩擦化学反应,生成具有润滑作用的Si(OH)4膜,说明在载荷在30~70mN之间,滑动速度为8mm/s时,机械作用对化学反应有促进作用。

(3)水润滑条件下,摩擦因数较干摩擦条件下小,磨损率最小仅为10μm3/s,在载荷为70mN,滑动速度为8mm/s时,单次磨痕深度仅为0.07nm。因此一定机械作用下(载荷和速度),水润滑条件下具有实现绿色无损伤的化学机械抛光的可能性。

干滑动摩擦 篇4

渗硫是指将硫渗入金属零件表层的一种化学热处理工艺。自20世纪50年代出现以来, 先后有各种各样的渗硫方法。按渗硫介质的不同, 有固体渗硫液体渗硫、气体渗硫;按渗硫温度的不同, 有低温渗硫、中温渗硫和高温渗硫。经过不断的发展和完善, 我国在20世纪80年代开发出一种低温离子渗硫工艺。与其它渗硫技术相比, 离子渗硫具有工艺简单、成本低、渗层厚、几乎无热变形减摩耐磨性好等诸多优点, 因此被广泛应用于齿轮、轴承、轧辊、刀具、发动机汽缸套和活塞环等诸多领域中。

1 低温离子渗硫工艺

离子渗硫通常是在160~300℃的低温下进行的, 常用的离子渗硫温度为180~200℃。供硫剂可采用二硫化碳 (负压吸入, 与丙酮的加入方式相似) , 也可采用硫化氢气体。其中采用硫化氢作供渗硫源时, 一般以H2S—Ar—H2作为渗硫气氛, 高纯度 (99.999%) 的Ar2和H2 (比例为1:1) 作为载体气, H2S的用量为总气体量的3%。混合气的流量约为80~120L/h (对LDMC-75炉型而言) 。

保温时间依据不同渗层的要求, 可选用十几分钟至二小时, 所得到的渗层深度从几微米至几十微米。

2 几种磨损机理

人们对摩擦磨损机理的认识, 经历了由浅至深、由表及里的过程。现在比较清楚的机理可以表述为如下几种。

2.1 粘着磨损

它是在滑动摩擦条件下, 当摩擦副相对滑动速度较小时发生的, 它是因缺乏润滑油、摩擦副表面无氧化膜, 且单位法向载荷很大以致材料承受的接触应力超过实际接触点处屈服强度而产生的。

2.2 磨粒磨损

指由外界硬颗粒和偶件表面的硬突起物在摩擦过程中引起的摩擦表面材料脱落或塑性变形。

2.3 表面疲劳磨损

齿轮、滚动轴承、凸轮等机器零件, 在滚动或滚动与滑动的复合作用下, 主要由于交变接触应力长期作用而引起的表面疲劳剥落现象, 称为接触疲劳磨损。

2.4 腐蚀磨损

指在摩擦过程中, 摩擦副材料之间或摩擦副表面与周围介质发生了化学或电化学反应形成腐蚀产物, 腐蚀产物的形成和脱落引起腐蚀磨损。

3 低温离子渗硫技术的应用

基于以上摩擦磨损对各行业的危害, 离子化学热处理一直是近几十年来热处理技术发展的一个热点, 并在短时间内迅速得到了推广应用。可进行离子渗硫的材料种类较多, 碳素结构钢、合金结构钢、碳素工具钢、合金工具钢以及各类硬质合金等均可实施离子渗硫处理。

低温离子渗硫是在真空条件下进行, 采用辉光放电原理加热零件达到工艺温度。

为了减少汽车零件磨损, 通常从两个方面来考虑。一方面是提高零件表面硬度来达到抗磨目的, 如对活塞环表面镀铬, 对缸套内表面激光处理等。另一方面, 则利用液体润滑, 解决零件的磨损问题。上述两方面都行之有效, 但也还存在问题。对活塞环镀铬会加剧缸套的磨损, 而对缸套内表面进行激光处理, 又会加剧活塞环的磨损, 现在还没有较好的办法解决这类问题。液体润滑的实现是通过油膜形成的完整、连续、有效来保证的。在实际当中, 完全达到这一点是不可能的;而且随着汽车向更高速、更安全、排放更低发展, 对通过油品保证润滑的要求也就越来越高, 实现也就越来越困难。

4 试验方法

本试验所用的试样采用采用930℃离子渗碳处理, 渗硫温度180℃, 以H2S-Ar-H2作为渗硫气氛, 高纯度 (99.999%) 的Ar和H2 (比例为1:1) 作为载体气, H2S的用量为总气体量的3%。保温时间1小时。

4.1 金相试样制备

(1) 将试样在砂轮磨出一个倒角。

(2) 用卡具把试样固定好, 这样便于试样的金相观察。

(3) 对试样粗磨, 细磨, 抛光。

(4) 腐蚀所用的腐蚀剂为4%的硝酸酒精) 。

4.2 干摩擦磨损试验

磨损量是评定材料的耐磨性、控制产品质量和研究摩擦磨损机理的一个重要指标。一般用磨损率来描述材料的耐磨性能。磨损量通常用三种参数来表示:

(1) WL线磨损—以磨损表面法向尺寸减少计算的磨损;

(2) WV体积磨损—以体积减少计算的磨损;

(3) Wm重量磨损—以重量损失计算的磨损。

磨损率是指磨损量对产生磨损的行程或时间之比, 它可用三种方式表示, 即:单位滑动距离的材料磨损量;单位时间的材料磨损量;每转或每一往复行程的材料磨损量。

试样磨损前后的质量用感量为0.01mg的电子分析天平测量, 然后根据磨损前后的质量差 () 值除以滑动距离 (L) 所得的值来评价材料的耐磨性, 即磨损率W (wear rate) 。

本实验采用的是MM—200快速磨损试验机, 试验采用杆筒式结构。试验过程中试样不动并被加上一定载荷, 对磨材料为旋转的硬质合金圆轮, 对磨材料Gr15, d=40mm, 试样的尺寸12mm×12mm×10mm, 试样共有由两种材料组成, 每种材料分别在2种不同的载荷下进行试验 (10kg, 15kg) 。试验前, 试样均用酒精进行清洗两次, 吹干待用.试验结束后, 相同条件下的两个试样的试验数据进行取平均值, 并在光学显微镜下观察S的分布和组织形态。且所作的实验在室温下进行。试验在室温下进行, 以载荷10kg使用高转速200r/min, 试验时间30min, 分别对渗硫件和未渗硫件进行试验, 并在每5min停机, 清洗试样, 纪录质量, 清洗, 然后继续进行试验。

4.3 干摩擦磨损性能

当磨损距离增加时, 渗硫层逐渐减少, 但渗硫件的磨损率还是较低。因为在磨损过程中, S元素可以不断地向基体中扩散, Fe和S的反应还是可以继续进行, 所以, 磨损率还会在一定范围内偏低。

而对于只渗碳未渗s的组织, 表面层为高碳马氏体和碳化物, 尽管有较硬的质点及基体, 但是在连续的、较高的载荷作用下, 材料表面承受较大的摩擦力, 摩擦力的作用使磨损表面局部产生极高的应力引起塑性变形, 结果导致在摩擦表面和对偶摩擦表面之间形成焊合点, 这些焊合点的强度一般来说比试样高, 在随后的滑动过程中, 焊合点被破坏进而迁移到对偶表面形成粘着物, 发生粘着磨损。缺少了润滑剂, 钢的磨损自然很高。

在相同载荷下, 未渗硫件的磨损率明显的比渗硫高, 说明渗硫层的减摩作用很明显。在持续一段时间后, 两种材料的磨损率基本上趋于一致。这是由于硫化层的存在因而可以保持较低的摩擦系数, 当磨损到无硫化层时, 摩擦系数趋于一致。在磨损过程中, 渗硫层促进了摩擦表面氧化物的形成。厚度适当的渗层可使边界润滑膜中的硫氧比处于最优范围, 使表面承载能力提高。同时其对磨面的磨损也有所降低。

5 结语

(1) 20Cr Mo钢180℃低温渗硫, 表面形成一层厚度8~10μm的Fe S和Fe S2相化合物。其显微硬度随渗层增加而降低, 表层硬度最高达892.18HV。

(2) 渗硫层具有一定的减摩作用, 并能提高表面的耐磨性。在低速200r/min条件下, 离子渗硫层较未渗S层磨损速率降低1倍。在高速400r/min条件下, 减摩耐磨作用减弱。

(3) 渗硫件在润滑磨损条件下, 摩擦系数为0.10, 有效地减少摩擦热的产生。

摘要：本试验针对20Cr Mo低合金钢采用渗碳、渗硫处理, 以提高20Cr Mo钢的表面耐磨性, 运用金相显微镜, HMV-200型显微硬度计, JSM-5500LV扫描电子显微镜对渗层的形貌, 相结构等进行分析, 用MM-200快速磨损试验机和MH-2000磨损试验机进行摩擦磨损性能试验。

关键词：渗硫,磨擦磨损,耐磨性

参考文献

[1]张宁, 等.离子渗氮和离子渗硫复合处理表面摩擦学性能[J].中国表面工程, 2002 (2) :18-22.

干滑动摩擦 篇5

机械工程领域, 系统存在的间隙使系统发生碰振, 由摩擦引起的碰振是强非线性和非光滑的, 众多学者对此进行了研究。Shaw［１］对双面碰振系统进行研究, 发现了斯梅尔马蹄。Cone［２］研究含干摩擦的双面冲击振子, 得到系统存在黏滑碰撞。Virgin［３］研究了包含摩擦阻尼的双边谐激励碰撞系统的全局动力学, 说明擦边分岔是系统行为突变的来源。Ding［４］研究强共振情形下多自由度碰振系统的次谐分岔与霍普夫分岔。本文给出含间隙和干摩擦的两自由度碰振系统的运动方程和衔接条件, 采用数值迭代法研究干摩擦和带速对系统动力学的影响。

1力学模型及运动方程

1.1力学模型

图1为一类具有质量分别为M1和M2的振子的碰振系统的动力学模型。振子M1由黏性阻尼C1和刚度为K1的弹簧与振子M2相连接, 振子M2由阻尼C2和刚度为K2的弹簧与刚性平面连接, 作用在M1和M2的简谐力为Pisin (ΩT+τ) (其中, Ω为角速度, τ为初相角, T为时间, Pi分别为作用在两振子的外激励, i=1, 2) , 皮带与两质块之间的干摩擦力分别为F1和F2。取正方向为水平向右建立坐标系, 两振子的质心作为原点, X1和X2分别表示M1和M2的位移。当M1的位移为B (或-B) 时, 将与刚度为K0的弹性约束碰撞, 皮带速度为V。一定时间后M1改变运动方向, 又以新的初值运动, 再与约束碰撞, 如此往复。

1.2运动微分方程

在任意连续两次碰撞之间 (|X１|<B) 摩擦碰振系统的运动方程为:

振子与皮带之间摩擦力为:

其中:μ１, μ２为滑动摩擦系数。振子M１与弹性约束碰撞时的弹簧力为:

1.3滑动、黏滑及碰撞

(1) , 则M1黏滑, M2滑动, 系统运动方程为:

直到f*1>fs1 (fs1为最大静摩擦) , M1黏滑结束, 开始滑动。

(2) 则M2黏滑, M1滑动, 系统运动方程为:

直到f*2>fs2时 (fs2为最大静摩擦) , M2黏滑结束, 开始滑动。

(3) , 则M1, M2都发生黏滑, 系统运动方程:

直到f1＊>fs1或f2＊>fs2时, M1或M2开始滑动。

(4) x1≠v, x2≠v, M1, M2都发生滑动。直到f*1≥fs1时M1开始黏滑, 或f*2≥fs2时M2开始黏滑。

(5) |x1|=δ, M1与约束发生碰撞。

系统在上述5种运动状态间转换。

2系统的周期运动与稳定性

研究运动方程的映射图, 每次迭代都表示质块M1和约束发生一次碰撞。令θ=ωt, 取庞加莱截面即质块M1位移为δ且速度大于零。假设在n个激励周期内, 经历q次右碰, p次左碰, k次黏滑, 用n-p-q-k-I表示不含黏滑的周期碰撞, n-p-q-k-II表示含黏滑的周期碰撞。其无量纲时间t为0, 则下次碰撞前瞬时, t恰好为2nπ/ω。通过映射Q可以得到其Jacobi矩阵DQ, 根据DQ的特征值λ1能判断出图1所示碰振系统的周期运动与局部分岔。

3数值分析

着重研究带速和干摩擦对系统动力学的影响。取无量纲参数:μm=0.2, μk=0.1, μc=0.2, δ=0.01, ζ=0.2, f20=0.5, μk1=0.3, μk0=100, v=0.1。图2为取不同的摩擦因数fu=1和fu=0.1, 当ω由0到5变化时的全局分岔图。由图2可以看出:随着摩擦力增大, 在激励频率较小时只影响到穿越截面的速度大小;在激励频率较大时, 系统从存在混沌带和一些周期窗口演化成倍周期混沌最后到周期运动。

通过对图2 (a) 和图2 (c) 的比较可知, 干摩擦一定, 当皮带轮速度较低时, 系统混沌区域宽度变窄, 低频区域尤其明显, 周期运动明显增加, 混沌区域明显减少, 质块M１与两侧约束的冲击速度减小。增大皮带轮速度v, 系统的周期窗口增多, 混沌与周期运动交替出现, 质块与两侧约束的冲击速度变大。

图3给出了系统的周期倍化过程。ω∈ (4.616, 5) 时M1为非对称的周期1-1-1-1-II运动, 此段位移内M1与皮带轮黏滑。ω∈ (4.341, 4.616) 时演变为非对称的周期2-2-2-1-II运动, 在ω=4.616处出现倍化分岔。在ω= (4.266, 4.341) 变迁为4-4-4-2-II运动。在ω= (4.05, 4.266) 时系统由倍化分岔进入混沌。在ω= (4.002, 4.05) 时系统由混沌退化为周期2运动, 并在ω=4.002处进入逆倍化分岔。从时间响应图或相图都能看出质块在皮带轮上的黏滑运动, 并且展现了系统运动状态随着摩擦因数的变化而变化。

4结论

(1) 系统的动力响应存在叉式分岔、倍周期分岔和逆倍化分岔。

(2) 带速一定, 摩擦力较大时对系统动力学性能影响明显。在频率比较小时质块穿越的速度影响明显, 频率比较大时系统的拓扑结构影响明显。

(3) 干摩擦一定, 在小带速时导致系统混沌区域宽度变窄, 低频区域尤其明显, 周期运动明显增加, 混沌区域明显减少。

摘要：建立干摩擦下含双侧塑性约束的双自由度碰撞振动系统的动力学模型。分析系统中存在的黏滑、滑动及碰撞等运动, 分别给出其运动方程和衔接条件, 并利用数值迭代方法求解和分析系统的复杂动力学行为, 同时分析了干摩擦和传送带速度对系统动力学行为的影响。

关键词：碰撞振动,干摩擦,黏滑,周期运动,分岔

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干滑动摩擦 篇6

摩擦所导致的磨损是机械设备失效的主要原因之一, 除带来巨大的经济损失外[1], 在某些特殊情况下还会造成非常严重的事故。火箭橇沿滑轨的运动是通过扣合在导轨上的滑块滑动来实现的, 滑块承载着运动中的各种载荷并发生磨损。随着滑动速度的增加, 滑块与轨道间产生强烈摩擦热及气动热。因此, 滑块的耐磨性能对火箭橇实验的安全性具有重要的影响, 并且直接决定实验的成败[2,3]。

本研究以某火箭撬滑块和滑轨摩擦副为背景, 分别采用NM500耐磨钢、0Cr18Ni9Ti不锈钢材料与轨道材料QU-100组成摩擦副, 在高温摩擦磨损试验机上测试配副的干滑动摩擦磨损性能并加以分析, 以期为火箭撬滑块的选材提供工程参考。

1 实验

1.1 实验材料

实验材料选用NM500耐磨钢、0Cr18Ni9Ti不锈钢和QU-100轨道钢, 其化学成分见表1, 力学性能见表2。NM500和0Cr18Ni9Ti作为滑块材料, 与轨道材料QU-100组成摩擦副。

1.2 摩擦磨损实验

采用HT-1000型球-盘高温摩擦磨损试验机研究NM500和0Cr18Ni9Ti的干摩擦磨损性能。球材料为QU-100轨道钢, 直径Φ5mm;盘材料为NM500和0Cr18Ni9Ti, 尺寸Φ30mm×8mm。试样均用水砂纸逐级打磨至1500#, 2.5μm金刚石抛光膏抛光。实验前用丙酮超声清洗试样表面10min, 吹干后使用。实验条件为:载荷15N;转速448r/min;滑动距离500m;温度为室温 (22℃) 、400℃和600℃。实验外部环境均为空气气氛。摩擦系数由计算机软件实时自动记录, 磨痕轮廓体积由三维轮廓仪 (TR300) 获得。体积磨损率由式W=V/ (F·L) 计算, 其中W、V、F和L分别为球或盘的体积磨损率 (mm3·N-1·m-1) 、磨损体积 (mm3) 、载荷 (N) 和滑动距离 (m) 。

用JSM-6360LV型扫描电子显微镜 (SEM) 和能谱仪 (EDS) 观测磨痕形貌和成分分布。

2 结果与讨论

2.1 摩擦系数

图1 (a) 、 (b) 分别为不同温度下NM500、0Cr18Ni9Ti的摩擦系数-滑动时间曲线。

由图1可以看出, 磨损开始约1min内摩擦系数波动较大, 随磨损的持续进行摩擦系数趋于相对稳定, 这符合Minerich提出的摩擦曲线的一般规律[4]。NM500常温时的摩擦系数明显高于400℃和600℃时的摩擦系数且波动较大;0Cr18Ni9Ti的摩擦系数随温度的升高而增大。图2为平均摩擦系数-温度曲线。由图2可以看出:NM500的平均摩擦系数随温度的升高而降低, 即由室温的0.55降至600℃的0.41;0Cr18Ni9Ti的平均摩擦系数随温度的升高而升高, 即由室温的0.306升至600℃的0.423。有研究表明[5], 温度变化会导致摩擦系数变化, 这与摩擦表面所形成的一层釉状物 (氧化物) 密切相关, 该釉状物未破坏时可降低摩擦系数, 而破坏时会造成摩擦系数的升高。

2.2 磨损率

图3为NM500和0Cr18Ni9Ti的磨损率随温度变化的曲线。由图3可以看出, NM500的磨损率从常温的1.23×10-4 mm3·N-1·m-1降至600℃的0.33×10-4 mm3·N-1·m-1;0Cr18Ni9Ti的磨损率由常温的1.76×10-4 mm3·N-1·m-1降至600℃的0.81×10-4 mm3·N-1·m-1, 二者的磨损率均随温度升高而减小, 符合Stott等对铁基材料不同温度下摩擦磨损行为[6]的研究结果。相同温度下, NM500的磨损率小于0Cr18Ni9Ti, 在高温条件下尤为明显, 表明NM500的耐磨性能优于0Cr18Ni9Ti。

2.3 磨痕形貌及机理分析

图4 (a) 、 (b) 为常温下NM500的磨痕形貌。磨痕附着有大量磨屑, 其EDS分析结果如图5 (a) 、 (b) 和表3所示, 可以看出磨屑中含有8.47%氧, 而基体氧含量仅为0.67%, 因此磨屑为氧化产物。高倍SEM发现磨痕有明显的疲劳裂纹, 氧化物磨屑堆积在凹坑中, 符合Challen[7]提出的机制:局部高温→冷却→产生内应力→丧失稳定性→产生初始裂纹→剥落→疲劳磨损。磨损表面散落的大量微粒是摩擦副相对滑动导致氧化物被揉搓而形成, 或是摩擦热造成接触面局部的瞬时温度骤升, 使微凸体软化, 在切应力作用下被切削后冷却所形成[8]。疲劳磨损的不均匀性使NM500摩擦系数较高且波动较大;而疲劳磨损的另一特性 (摩擦副硬度较高的材料更易发生磨损) 则导致其磨损率较大[9]。图4 (c) 、 (d) 为常温下0Cr18Ni9Ti的磨痕形貌。其磨损面呈现平行于磨损方向的犁沟状磨痕, 两侧隆起并附着有磨粒, 在高倍SEM中可见磨粒被压入后形成的凹坑和被推动后形成的犁沟状形貌, 表明常温时0Cr18Ni9Ti发生了磨粒磨损。

图4 (e) 、 (f) 为400℃时NM500的磨痕形貌, 磨损表面呈现大量平行于磨损方向的犁沟状磨痕和塑性形变形貌。磨痕表面的EDS分析 (图5 (c) 、 (d) 、 (e) 和表3) 显示图4 (f) 中区域C、D和E的含氧量分别为7.42%、3.64%和2.74%, 结合其磨痕的形貌分析, 可知在400℃时NM500发生了氧化并伴有氧化膜被破坏的现象。氧化膜的破坏是磨粒在载荷的作用下将氧化物挤至磨粒运动路径的两侧, 或者将部分氧化物压附在犁沟中 (图4 (f) ) 所致。因此, 400℃主要发生了氧化磨损和磨粒磨损, 从氧化膜的SEM形貌可以看出此温度下氧化物较常温时更致密, 仅有少量的疲劳裂纹出现, 细小的颗粒附着在氧化层上而非如常温下般处于分散状态。较致密的氧化膜起保护基体和润滑的作用, 降低了磨损率和摩擦系数。图4 (g) 、 (h) 为400℃时0Cr18Ni9Ti的磨痕形貌。磨痕表面粘附有大量磨屑。由EDS分析结果 (图5 (g) 和表3) 可知磨屑为QU-100的氧化物, 未发现0Cr18Ni9Ti磨屑, 表明QU-100磨损严重而0Cr18Ni9Ti磨损程度相对较轻;另一方面, 由高倍SEM可见磨屑呈现出被碾压的形貌, 并未剥落, 在磨屑上有犁沟状磨痕, 表明磨损面由0Cr18Ni9Ti的表面迁移至磨屑的表面, 磨损面的迁移说明磨屑对基体有保护作用, 从而降低了0Cr18Ni9Ti的磨损率。磨屑受正应力作用粘附在磨损面, 随磨损的进行发生粘着撕裂现象, 形成了粘着磨损, 磨屑粘附-撕裂-再粘附的循环过程[10]导致0Cr18Ni9Ti的摩擦系数升高。此温度下0Cr18Ni9Ti主要发生了氧化磨损和粘着磨损。

图4 (i) 、 (j) 为600℃时NM500的磨痕形貌, 磨痕表面粘附了一层磨屑。其EDS分析 (图5 (f) 和表3) 表明磨屑氧含量达13.26%, 在未磨损基体表面也发生了氧化现象, 可知此温度下NM500发生了严重的氧化。磨痕呈现较宽的犁沟和塑性形变形貌, 结合EDS结果分析可知, 在载荷作用下氧化膜被切削, 仅有局部区域的氧化膜发生了粘着撕裂露出基体的现象, 说明600℃时氧化膜对基体的保护作用较400℃时更显著, 与Rabinowicz提出的韧性氧化膜的氧化磨损模型[11]相符。氧化膜在受到外部载荷作用时只有少部分被破坏, 随后的磨损仍是在氧化膜上进行, 平整和致密的氧化物起到有效的润滑和保护基体的作用, 使得摩擦系数和磨损率均较低。图4 (k) 、 (l) 为600℃时0Cr18Ni9Ti的磨痕形貌, 大量磨屑粘附在磨痕表面, 随磨损的不断进行磨屑被碾压粘附在磨损面上, 使摩擦副接触面积增大, 从而导致摩擦系数增大。磨损面的EDS分析如图5 (h) 和表3所示, 可知磨屑为0Cr18Ni9Ti的氧化产物。未被磨屑覆盖的磨损面的含氧量约为3% (见图5 (i) 和表3) , 远高于常温 (0.18%) 和400℃ (0.33%) 的氧含量, 可知此温度下0Cr18Ni9Ti发生了严重的氧化, 随着磨损的不断进行, 氧化物在循环载荷作用下发生碎裂, 形成了氧化磨损。

3 结论

(1) 在实验条件下, NM500的平均摩擦系数由常温的0.55降至600℃的0.41, 磨损率由常温的1.23×10-4mm3·N-1·m-1降至600℃的0.33×10-4 mm3·N-1·m-1, 其摩擦副的摩擦系数和磨损率均随温度升高而减小;0Cr18Ni9Ti的平均摩擦系数由常温的0.306升至600℃的0.423, 磨损率由常温的1.76×10-4 mm3·N-1·m-1降至600℃的0.81×10-4 mm3·N-1·m-1, 其摩擦系数随温度的升高而增大, 磨损率随温度的升高而减小。

(2) NM500/QU-100摩擦副在室温下的磨痕呈现形变并附着大量磨屑的形貌, 其磨损机制主要为疲劳磨损和磨粒磨损;在400℃和600℃时的磨痕形貌呈犁沟状, 其磨损机制主要为氧化磨损和磨粒磨损, 400℃和600℃时耐磨性能较常温下优异。0Cr18Ni9Ti在室温下的磨痕形貌呈犁沟状, 其磨损机制为磨粒磨损;400℃时磨痕表面发生氧化并粘附有磨屑, 主要发生氧化磨损和粘着磨损;600℃时表面严重氧化, 主要发生氧化磨损。

(3) 在相同温度下, NM500较0Cr18Ni9Ti具有更优异的耐磨性能。

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