摩擦机理范文

摩擦机理范文（精选5篇）

摩擦机理第1篇

线性摩擦焊焊接过程中,移动工件在液压力作用下稳步向振动工件靠近,当两工件接触后,在摩擦压力作用下,摩擦界面上的凸起部分首先发生摩擦、黏结与剪切,并迅速产生大量摩擦热。随着摩擦的继续,实际接触面积进一步增大,摩擦力迅速升高,摩擦界面温度也随之快速上升,在热激活作用下,界面近域的高温黏塑性金属中的组元发生快速扩散、迁移。同时在摩擦压力作用下,摩擦界面处的高温黏塑性金属被挤出界面形成飞边,试件缩短量逐渐增大。当摩擦界面的温度达到动态平衡以后,缩短量均匀变化,界面温度不再升高。在顶锻过程中,焊合区原子通过相互扩散与再结晶,使两侧金属牢固焊接在一起,从而完成整个焊接过程［９－１５］。

但是,对于线性摩擦焊接头的形成机理缺乏全面系统的认识,缺少微观机理的数据支撑,而研究接头的形成机理对指导实际焊接生产,改善接头组织与性能具有重要理论指导意义。

本工作以航空发动机双性能盘常用材料TC11和TC17异质钛合金线性摩擦焊接头为对象,研究线性摩擦焊接头的形成过程及机理。

1 实验材料及方法

本实验中TC11 钛合金组织为等轴的 α 和针状(α+β),如图1所示。TC17钛合金组织为双态组织,由等轴α+网篮的(α+β)组成,如图2所示。

TC11和TC17试件摩擦面的尺寸均为75mm×20mm,焊接实验在北京航空制造工程研究所研制的LFW-1型线性摩擦焊机上进行。

图3为线性摩擦焊原理示意图,焊后施加顶锻力。主要焊接参数为振幅4.2mm,摩擦时间5s,摩擦压力60MPa,频率30Hz。

2 实验结果及分析

焊后试样宏观形貌如图4所示,焊缝结合界面边缘处形成了大量飞边。

图5为振动方向一侧飞边低倍组织形貌。从图5可以看出,两侧基体在摩擦过程中产生的高温黏塑性金属在摩擦压力作用下被一起挤出界面,且在被挤出过程中,在往复摩擦压力作用下高温黏塑性金属没有发生完全混合现象,结合界面清晰可见。同时还可以发现,在飞边形成过程中TC11界面产生的飞边量多于TC17侧。

图6为TC11+TC17接头形貌图片,可以看出,结合界面两侧分为明显的三个区,焊缝区(WZ),热力影响区(TMAZ)和母材区(BM)。

图7为接头结合界面显微结构图片,与母材组织相比,界面两侧焊缝组织均发生了明显的再结晶。TC11由原始的等轴组织变为典型的针状组织,TC17侧焊缝形成了亚稳态的β晶粒,且在结合界面处形成了共生晶粒。仔细观察可以发现在结合界面处存在宽度为5~8μm的组织过渡区,过渡区内的组织比焊缝组织更加细小,为界面近域典型原子扩散提供了快速通道［２，３］。

图8为TC11+TC17线性摩擦焊接头飞边结合界面高倍显微结构形貌。可以看出,在高倍下异质钛合金的飞边界面依然存在,界面两侧高温黏塑性无明显的机械混合现象,从图8(a)光学显微镜照片中可以发现金属在界面处形成了共生晶粒。从图8(b)SEM照片中可以发现,在界面结合处存在较窄的细小组织过渡区。高温黏塑性金属在形成过程中经历了严重的塑性变形,且焊后飞边组织并不是变形组织,而是再结晶组织,其显微结构与焊后接头结合界面显微结构完全相同,结合界面均没有消失,TC11侧为细小针状组织,TC17侧为亚稳态β组织,且在结合界面处均形成了组织过渡区,说明摩擦焊接头组织是残留在摩擦界面处的高温黏塑性金属焊后再结晶形成的。

由于结合界面处存在组织过渡区,初步判断是由于焊后组元快速扩散形成的元素扩散过渡区。鉴于TC11和TC17基体中合金组元较多,且组元之间在扩散过程中会产生相互影响,为了尽可能减少组元间的相互作用,并体现摩擦接头中组元的扩散行为,本工作采用组元相对较少的TC4与TA0进行线性摩擦焊,焊后分别急冷和空冷,并对结合界面近域典型元素浓度进行检测,典型元素浓度检测结果如图9所示。从图中可以看出,淬火后结合界面近域典型元素Al和V的过渡区在3μm左右,而空冷接头结合界面Al和V的过渡区在6μm左右。通过对焊后元素过渡区的对比可以发现,焊接停止以后,空冷接头结合界面近域原子越过界面快速扩散,形成了一定的扩散过渡区,而淬火接头由于冷却速率较快,导致原子扩散所需的驱动力快速减小,因此形成的扩散过渡区较窄。说明在异质钛合金线性摩擦焊结合界面处的组织过渡区为焊后界面原子快速扩散形成的扩散过渡区。

在整个摩擦焊接过程中,摩擦界面不断更新。焊后由于界面温度较高,且在形成过程中残留的少量高温塑性层经历了严重的塑性变形,原始晶粒破碎,组织被大大细化,塑性层中的原子被充分激活,原子很容易跨过界面进行扩散。图10为焊后残留高温黏塑性金属结合界面近域原子扩散示意图。从图10可以看出,界面两侧残留塑性层中的原子越过界面进行互扩散。

焊后接头各区分布如图11所示。异质材料焊接时,原子互扩散后,由于界面两侧基体组元存在浓度差,在结合界面处形成了明显的元素扩散过渡区,且原始摩擦界面不会消失。由于塑性层经历了严重变形,且在变形过程中会产生大量的微观缺陷,焊后界面温度很高,因此形核率很快,高温黏塑性金属完全发生再结晶,形成再结晶区,即焊缝区(WZ)。热力影响区因变形温度较低,低于基体材料相变点,其组织主要为变形组织。

3 结论

(1)焊后结合界面处有高温塑性层残留,结合界面两侧的原子通过相互扩散在结合界面处形成扩散过渡区。

(2)线性摩擦焊接过程中,焊缝区为完全再结晶组织,界面温度超过钛合金基体材料的相变点。

轧制塑性加工中的摩擦机理探究第2篇

1摩擦机理现状分析

根据运动副的运动形式和接触形式的不同, 主要有以下一些摩擦机理:

1.1滑动摩擦机理:其特征是:运动副以面的形式接触, 作相对切向运动, 即它们在切线方向有速度差。在运动时, 牵引力需要克服接触面间的摩擦力, 它包括微凸体粘结点被剪开的力、犁削力及中间介质的剪切力。

1.2滚动摩擦机理:其特征是, 运动副中至少有一个运动体做圆周运动。根据所假定运动副的接触形式, 有以下两种不同的机理:

1.2.1自由滚动机理:它假定运动副是完全刚体, 以点或线的形式接触。在它们之间没有相对切向运动, 即没有相对滑移。接触处完全粘着, 要使物体运动需克服滚动阻力才能实现。

1.2.2微滑动机理:认为运动副在接触处发生微小的塑性变形 (仅限于表面附近) , 因而运动副是以小面积接触, 并在接触处局部区域内形成了速度差, 其差值很少。接触处由滑动区和粘着区两部分组成, 要使物体运动需克服焊合剪切力、犁削力和弹性滞后效应等。

2滚-滑摩擦机理

显然, 在以上各种摩擦机理中没有考虑运动副出现较大的塑性变形情况。在轧制过程中, 轧辊做圆周运动, 这种运动的特点就决定了在接触处有相对速度为零的粘着区存在, 其摩擦机理应能够表明这一特点。所以笔者认为不能用滑动摩擦机理来解释轧制过程中的摩擦问题, 某些文献的一些计算方法中假定接触区是完全滑动状态显然是不合理的。另一方面, 在轧制过程中, 轧件金属会发生较大的塑性变形, 轧辊与轧件之间存在着较大的相对滑动, 这种相对滑动对摩擦力的影响同样是不能忽视的。因而, 用自由滚动摩擦机理或微滑动摩擦机理来解释轧制影响同样是不能忽视的。所以, 用自由滚动摩擦机理或微滑动摩擦机理来解释轧制过程中的摩擦问题也是不合理的。

为了能够说明和反映轧制过程所具有的特点, 建立一个与其相适应的滚滑摩擦机理。在做相对滚动的运动副中, 如果有一个滚动体发生了塑性变形, 则可使两者的接触面积增加。同时, 塑性变形又使得运动副产生较大的相对滑动。所以, 该运动副间的相对运动是既滚又滑的复合运动。要使物体运动, 需克服接触表面间的摩擦力, 还需克服塑性变形对物体运动所产生的阻碍影响。

在滚滑运动中, 运动副的接触区包括滑动-粘着-滑动三个区域。这时物体运动的阻力包括接触表面间的摩擦力, 它与表面因素 (粗糙度及中间介质等) 有关;还包括轧件内部滑移所产生的影响, 这种影响的大小与轧件塑性变形的应力场有关。

3滚-滑摩擦机理所具有的特点

3.1能够反映接触副的运动形式和特点。在轧制时, 轧辊做圆周运动, 轧件的塑性变形使得轧辊与轧件之间产生了较大的相对滑动, 而滚-滑摩擦机理恰好反映了这种既滚又滑的复合运动特点。

3.2该机理可将轧制时的压下量与速度之间的关系有机地联系起来。

3.2.1当没有压下量时, 轧辊做自由滚动, 有:Vr=Vm

Vr和Vm分别是轧辊与轧件在接触处的线速度。

3.2.2当有较小的压下量时, 轧件表面产生微小的塑性变形引起两者间的微小滑动, 形成了一较小的速度差, 则有:

3.2.3当压下量较大时, 轧件内部发生了塑性变形, 两者间的相对滑动也较大, 形成了一较大的速度差, 则有:

随着压下量的不同而不同。

3.2.1和3.2.2可看作3.2.3的特殊情况。

3.3该机理能够反映出轧件内部塑性变形对摩擦力的影响, 以往的摩擦学概念是:摩擦学是研究作相对运动的相互作用的表面及其有关的理论和实践的一门科学, 这种只涉及相关作用表面的概念已不适应塑性加工的情况。这是因为在轧制过程中, 轧件已发生了塑性变形, 其内部产生了滑移, 轧件已不再作为一个刚性整体进行运动。轧件的塑性变形过程肯定会对轧件的整体运动产生影响, 而这种影响的大小与轧件的变形程度有关。

3.4基于该机理所建立的摩擦力计算模型, 可以较方便地考虑像粘结点的增长、加工硬化和中间介质等因素对摩擦力的影响。

4实验验证

为了定性地验证滚-滑摩擦机理的正确性, 可用印痕法测定前滑系数S1来说明。给定轧件变形程度为ε=1 0%, 轧件表面上两个冲坑印痕之间的弧长L=9 5 m m, 轧件为铝材。轧件经轧制后, 测得轧件表面上两凸印痕之间的长度L1=1 0 8 m m。则有:

S1的大小就说明了在轧制过程中, 轧辊与轧件之间产生的相对滑动是不可忽视的。因此也就说明了在轧制塑性加工中, 滚-滑摩擦机理是正确的。

5结束语

根据以上针对轧制塑性加工中摩擦机理的分析研究, 得出如下结论:

5.1本文根据轧制塑性加工的实际情况所建立的滚-滑摩擦机理经实验验证是正确的。

5.2该机理可将轧制时的压下量与速度之间的关系有机地联系起来。

5.3该机理能够有效地反映轧件内部塑性变形对摩擦力的影响。

5.4以往只考虑表面因素的摩擦机理不适应塑性加工中的情况, 尤其在大变形的条件下更为明显。

参考文献

[1]傅祥志, 杨家军, 吴丕兰.机械原理.华中理工大学出版社.1998.

[2]曹洪德.塑性变形力学基础与轧制原理.机械工业出版社.1981.

[3]J.Halling, Principles of Tribology.1975.

摩擦机理第3篇

内燃机节能减排问题已经成为全球焦点,美国最近提出要降低内燃机40%燃油消耗的指标[1]。降低燃油消耗就意味着要进一步降低内燃机摩擦损耗并有效提高燃烧效率。对于汽车发动机来说,活塞环-缸套摩擦副产生的磨损在整机摩损中占最大比例(40%)[2],且该摩擦副中活塞环的磨损远远大于缸套的磨损,因而研究活塞环的摩擦磨损及其表面防护问题有着十分重要的意义。

由于活塞环工作条件苛刻,单一材料难以胜任,故表面涂层及其他表面强化技术被逐渐应用于活塞环。最常见的涂层是电镀硬铬涂层,它技术成熟,综合性能好,但电镀过程严重污染环境,寻求替代镀硬铬的技术势在必行。热喷涂、化学气相沉积(CVD)、物理气相沉积(PVD)等涂层技术也正逐步得到应用。其中,热喷涂技术工艺灵活、涂层均匀,与涂层基体结合好,生产效率高,在活塞环上显示了良好的应用前景。国内外相关研究单位在这一方面开展了大量工作,并取得了一定的进展,但在活塞环表面高性能耐磨涂层开发的一些基础研究上还不够深入,对活塞环与缸套之间摩擦磨损机理的一些问题还有待深刻揭示。

1 活塞环工况及其表面工程技术

1.1复杂的工况条件及其性能要求

活塞环的工况条件极其复杂:一方面,它要长时间在较高温度下工作;另一方面,压缩过程中,活塞环要能对燃烧室起有效密封作用,同时还承受巨大的气体压力及来自曲柄的侧推力。活塞环与缸套在摩擦磨损过程中形成的磨屑及不完全燃烧形成的积碳,会产生异质颗粒,使摩擦副形成三体摩擦,燃油燃烧产生的SO2、SO3等也会带来腐蚀磨损的问题。此外,由于活塞环在上下止点附近处于边界润滑状态,故涂层将与缸体材料发生剧烈的磨损[3]。上述苛刻的工作环境决定了活塞环及其涂层材料的特殊性,即要求活塞环基体及涂层材料具有良好的耐磨性,并且强度高、韧性好,能在200～300℃下长期承受各种载荷而不发生疲劳断裂。

1.2活塞环涂层技术及相关材料

活塞环基体材料经历了由普通灰铸铁、高合金铸铁、球墨铸铁到钢的变化历程。铸铁耐磨性好但韧性较差,球墨铸铁韧性好但耐磨性差,钢能满足现代发动机活塞环强度高、韧性好的要求。目前,汽油机中已大量采用钢制环,柴油机活塞环也将逐渐被钢制环所替代。但是,钢制环耐磨性较差,通常需要采用氮化、CVD、PVD、大气等离子喷涂 (APS)、高速火焰喷涂(HVOF)等表面改性或表面涂层技术来改善。除此之外,辉门公司还将复合镀技术(铬基陶瓷复合镀CKS、铬-金刚石复合镀GDC)引入活塞环的生产中,所制备的涂层具有优异的耐刮擦性能,特别适用于高输出比的柴油机。

氮化活塞环的耐磨性无法满足某些高耐磨场合的需求。采用CVD、PVD方法在材料表面沉积一层几微米厚的薄膜能够起到减磨作用,常用的薄膜材料有类金刚石DLC及TiAlN、CrN、TiN、BN、SiN等氮化物[4]。但气相沉积法制备的薄膜普遍偏薄,在承载高载荷时很难满足使用要求,因此,工业界研究重点在热喷涂涂层上。

APS技术在制备耐磨、耐高温涂层方面具有一定优势,尤其适合喷涂熔点较高的金属、非金属材料。在活塞环热喷涂涂层的开发研究上,Mo及Mo基复合涂层是APS涂层研究的焦点,研究者比较关注的是涂层摩擦学特性与喷涂粉末(种类、粒度、形貌)、喷涂工艺之间的关系。纯Mo涂层[5,6,7]的研究结果表明,其耐黏着磨损能力要优于电镀铬涂层,但是耐磨料磨损性能要比镀铬层差。

在纯Mo粉末中加入黄铜、Al-Si、NiCrBSi等耐磨相后[8,9],制备的Mo基复合涂层不仅保留了纯Mo涂层耐刮擦性能好的优点,还可有效地提高耐磨性。此外,Cr3C2、WC、Cr2O3、Al2O3等纯陶瓷耐磨涂层也是研究的热点之一,但陶瓷材料的本征脆性在一定程度上限制了它们的应用,如Cr2O3涂层的耐磨性远高于镀铬涂层[10],但涂层一旦出现裂纹,磨损率会快速增加[6]。美国专利US,6887585 B2[11]和US,RE39070E[12]中的活塞环耐磨涂层均包含Mo及上述材料,涂层具有优异的耐磨、耐刮擦性能。Mo的作用体现在两方面:一方面,Mo在热喷涂过程或摩擦磨损过程中会发生氧化,形成MoO2薄膜,在摩擦副表面能起到自润滑作用[9];另一方面,Mo涂层具有优异的耐刮擦性能。

除APS技术外,HVOF技术也在活塞环涂层上得到较为广泛的应用。与APS技术相比,HVOF喷涂粒子温度低、飞行速度快,因此得到的涂层的结合强度高、孔隙率更低,在耐磨场合更有优势。在HVOF喷涂用粉末方面,对WC-Co、Cr3C2-NiCr、氧化物陶瓷和复合粉末的研究居多。较之于电镀铬涂层,HVOF制备的WC-Co和Cr3C2-NiCr等涂层具有更小的摩擦因数和更好的耐磨性能[7,13,14,15,16,17]。

为了提高涂层的摩擦学性能,减小摩擦因数,自润滑复合涂层也成为关注的热点,Landa等[18]对活塞环用TiOx自润滑涂层进行了多年研究,发现在涂层制备过程中,TiOx可能会形成Magnéli相,该相存在晶体学切变面,在800℃下具有良好的润滑性,有望成为替代活塞环现有涂层的选择之一。此外,在喷涂材料中添加BaF2/CaF2、MoS2、石墨、六角形氮化硼、聚四氟乙烯等润滑相也能有效地减小摩擦副之间的作用力,减小摩擦因数,专利US,6887585 B2[11]、US0069724Al[19]所介绍的涂层中,均加入了少量的石墨、六角形氮化硼、聚四氟乙烯、Sn、石墨等自润滑相。但是,大多数润滑相的耐磨性差,在涂层中含量不易过多。

此外,粉末制备方法及粉末粒度也是热喷涂涂层设计时应考虑的因素,如Rastegar等[7]发现,采用包覆粉制备的Cr3C2-NiCr涂层耐磨性好于烧结粉制备的涂层。Liu等[16]发现,在同种工艺(HVOF或APS)条件下,粉末大小虽然不是决定耐磨性高低的主要因素,但是对耐磨性仍存在一定的影响。

综上所述,热喷涂金属陶瓷复合涂层在活塞环表面有较好的发展前景,目前在欧美国家活塞环市场中,已有采用APS、HVOF技术制备的金属陶瓷涂层,而国内市场由于成本原因,绝大多数商业化的产品仍是采用电镀硬铬涂层,APS、HVOF制备的活塞环涂层仅处于实验室阶段。

2 活塞环失效形式及摩擦磨损研究现状

2.1活塞环常见的失效形式

活塞环使用中常见的失效形式主要有磨合期磨损、疲劳断裂、胶合(严重擦伤、拉缸)、异常磨损等。

在磨合期阶段,材料处于二体磨损状态,摩擦副表面并没有完全被润滑剂分开,两表面微凸体相互接触,随着磨合的进行,接触的微凸体逐渐被磨平,磨削量逐渐降低,摩擦因数减小[20,21]。Hamilton等[22]认为磨合期的磨损特点与油膜厚度的变化情况有关,并证实随磨合期进行,润滑油膜逐渐建立,磨削量开始减小。Ma等[21]在研究磨合期的磨损量时发现,前一小时的磨损量是随后两小时的12倍。因此,磨合期的磨损是不可忽视的。

抗擦伤性能往往与摩擦副双方的材料相关。从研究结果来看,为提高涂层的抗擦伤性,一般通过添加Mo元素来提高耐擦伤性能[3,5,7],不同粉末材料及制备方法对涂层的耐擦伤性影响很大。Herbst-Dederichs[23]研究发现,复合电镀层、APS涂层、HVOF涂层、PVD涂层的耐擦伤性能逐渐增强。Landa等[18]发现TiOx涂层的抗擦伤性甚至要优于Mo基复合涂层。

除擦伤外,活塞环磨损失效的形式还包括异常磨损、疲劳断裂等。据统计,活塞环总磨损量的90%往往是几小时的异常磨损造成的[24]。目前,针对异常磨损理论的研究还比较少。Chun[25]对活塞环缸套磨损量进行实时监控,发现发动机运行1583h后磨损情况发生突变,这是由于活塞环磨损量不断增大,使得活塞环闭口间隙变大、油耗量增多,该现象在实验中已得到证实。闭口间隙增大会引起窜气及油耗增大,使磨损情况发生突变,这可能是异常磨损产生的原因。疲劳磨损(裂纹扩展)往往与活塞环及涂层韧性相关。在对涂层进行台架测试时,Rastegar等[7]发现韧性好的涂层抗裂纹扩展(抗疲劳磨损)的能力明显提高。

氧化也是活塞环磨擦磨损中值得关注的问题之一。有研究结果指出,铸铁缸套与Mo环对磨后,铸铁表面发生明显的氧化层增厚现象,其氧化产物磨损脱落后有可能充当磨料,加剧涂层的磨料磨损[26]。

2.2摩擦磨损研究现状

国外学者在活塞环涂层材料、磨损机理方面开展了很多系统研究,国内学者在这一方面的研究起步比较晚。张家玺等[24]指出,活塞环摩擦磨损问题极其复杂,研究的关键是掌握各种磨损机理发生的条件、特征和变化规律。这方面的研究主要针对滑动速度、载荷、工作温度等工况参数,以及摩擦副材料、表面形态、润滑状况等因素展开。

大量工作集中关注了摩擦磨损试验中的滑动速度、加载力、温度等工艺参数的影响,但不同研究所得出的结论不尽相同(这可能与实验条件的不同有关)。如Hwang等[9]发现,摩擦副双方的磨损率随载荷增大而增大,而摩擦因数却在减小。Murat等[27]发现,摩擦副双方磨损率与摩擦因数都随载荷增大而增大。宋炳珅等[28]认为,载荷和速度对摩擦力的影响较小,温度对摩擦磨损有显著影响,这点与白敏丽等[29]的结论相同。

涂层及其表面形貌能影响两表面微凸体的接触,进而影响涂层耐磨性。Liu等[16]在研究涂层的耐磨性能时发现,硬度、孔隙率与耐磨性高低有直接关联。Johansson等[30]发现,表面粗糙度对摩擦磨损的影响比材料更大,这一结论也得到了Jang等[31]的支持,后者进一步发现表面粗糙度对软表面耐磨性的影响比硬表面大。Sui等[32]详细分析了表面粗糙度对摩擦磨损的影响,发现表面粗糙度在减小到一定水平时可以明显减小磨损量,且表面形貌的方向参数对磨损量也有影响。因此,Johansson等[30]认为有必要全面系统开展三维表面形貌对摩擦磨损性能影响的研究工作。

长久以来,活塞环的润滑状态及其对摩擦磨损性能的影响都是研究热点。该研究始于20世纪30年代,经过半个世纪的发展,学者普遍认识到活塞环的润滑状态与摩擦磨损直接相关,活塞环的摩擦磨损主要发生在油膜厚度较小的边界润滑、混合润滑条件下。在不同润滑条件下,磨损机制往往要发生转变。如Karamisb等[6]发现,Al-Mo-Ni涂层在油摩擦条件下只发生轻微的磨料磨损,在干摩擦条件下出现较严重的黏着磨损。Uyulgan等[5]发现,在酸性环境与大气环境下,涂层的磨损机制发生了明显的转变。

综上所述,尽管对活塞环摩擦磨损开展了大量工作,但目前研究对活塞环磨损机理的分析还不能量化,在磨合期理论和异常磨损的研究上不够系统,在分析各种因素对活塞环摩擦磨损的影响上不够全面和深入,因此,难以总结出活塞环摩擦磨损机理及机理相互转变的原因。

3 活塞环摩擦磨损装置

在活塞环摩擦磨损研究中,摩擦磨损装置的选用和开发具有举足轻重的作用。通常来说,活塞环涂层的性能需要在专门的台架试验机上进行测试和评价,但由于实验成本昂贵,只有少量商业化活塞环厂商才采用这一方案。实验室的研究大多采用成熟的摩擦磨损试验机或自行研制的摩擦磨损试验机。

从运动形式上看,摩擦磨损试验机有旋转、往复、往复旋转复合运动形式。Karamisb等[6]、Hwang等[9]选用旋转运动形式的实验机进行摩擦磨损模拟测试。由于实际活塞环在缸套表面做上下往复运动,采用线性往复式比旋转式试验机更能准确反映活塞环缸套摩擦副摩擦磨损情况。文献[5,7,27,30]采用线性往复试验机进行实验。

线性往复摩擦磨损实验标准有ASTM D5707,DIN51834-1、DIN51834-2、DIN51834-3等系列。另外,美国材料试验协会ASTM已经公布了适用于活塞环缸套摩擦磨损的标准G181-11[33]。该标准主要研究活塞环上止点处的摩擦磨损性能,并详细指出实验步骤、方法,认为一般应选择活塞环-缸套接触宽度的5～10倍为试验冲程。另外,标准还详细阐述了如何进行磨合期实验及润滑油选择等问题。

在线性往复试验机中,SRV(DIN51834)高温摩擦磨损试验机是最常用的实验装置。实验中需要准确控制载荷,润滑油的种类、黏度、添加量、温度,以及试验机的冲程大小、频率、滑动速度等变量,另外需要监控摩擦力、油温、载荷甚至速度的变化。

很多研究者采用自行研制的摩擦磨损装置进行试验。由于实际活塞环与缸套是环-曲面接触,采用环状活塞环与缸套材料进行实验的越来越多。任旻等[34]设计了一种接近台架试验的装置。施洪生等[35]发明了一种可快速加热润滑油、监控油温油膜厚度、判断活塞环缸套润滑情况的装置。合肥工业大学自主研制了往复式发动机缸套-活塞环摩擦磨损实验台[36]。

4 结论

①为降低活塞环磨损,对活塞环表面处理已成为共识,替代电镀铬涂层的涂层中,APS、HVOF涂层具有较好的应用前景。②热喷涂材料研究的主流对象是复合粉末,其中,Mo元素及其混合涂层是研究重点。HVOF制备的金属陶瓷涂层有望成为未来发展趋势。③活塞环摩擦磨损研究进展缓慢,不同磨损形式的相互作用关系复杂,磨合期磨损、异常磨损分析起来困难。另外,很少的研究能综合考虑实验参数的影响,不同学者得出的磨损规律有时相互冲突,系统、全面、深入地开展活塞环磨损机理研究应是未来发展的趋势。④活塞环摩擦磨损测试趋向采用线性往复运动装置,且模拟实验标准化加强,自行研发装置增多。

摩擦机理第4篇

轮胎胎面胶位于轮胎的最外层,具有承受载荷、驱动制动、缓冲减震等诸多功能,是汽车部件中唯一与路面直接接触的部分,因此,它与汽车行驶过程中的安全性、舒适性和节能性等密切相关。这就要求轮胎胎面胶具有优异的耐摩擦磨损、抗湿滑和低滚动阻力特性,这3项性能人们称之为“魔三角”(Magic triangle)性能。目前,在高性能轮胎的研发制造过程中,采用已有技术将其中任何一种或两种性能提升,都会降低第3种性能,特别是滚动阻力性能与抗湿滑性能在调控时矛盾最为突出[1,2]。例如,使用新型纳米填充材料对胎面胶进行补齐后,虽然会降低胎面胶的滞后生热,使其具有较低的滚动阻力,但同时又会降低耐摩擦磨损和抗湿滑性能;而使用表面改性后的纳米颗粒作为补强填充材料时,尽管会提高胎面胶的抗湿滑和滚动阻力性能,但耐摩擦磨损性能会降低。因此,如何有效地提高胎面胶材料的耐摩擦磨损和抗湿滑性能,同时又降低滚动阻力,至今仍然是一个巨大的挑战。本文主要概括了目前胎面胶在摩擦磨损、抗湿滑和滚动阻力性能方面的研究进展和作用机理,并重点总结了填充剂类型和实际路况等因素对胎面橡胶材料在摩擦磨损、抗湿滑和滚动阻力性能方面的影响,提出了胎面胶材料在“魔三角”性能平衡过程中值得重视的发展研究方向。

1 胎面胶的摩擦磨损性能

1.1 填充剂对胎面胶摩擦磨损的影响

胎面胶的摩擦磨损性能是衡量轮胎使用寿命的重要指标之一。影响胎面胶摩擦磨损的因素极为复杂[3~6],而填充剂类型和原胶特性是影响轮胎胎面胶耐磨损的最关键因素。

通常由于胎面胶材料耐磨性非常有限,因此在胎面胶正式使用之前必须对其进行补强,以提高耐摩擦磨损性能。目前,主要用一些较为廉价的超硬颗粒、炭黑和白炭黑等作为补强添加剂来使用,有关此方面的研究报道比较常见。例如,将经偶联剂表面处理的Zn Ow添加到轮胎胎面胶中,结果发现其耐磨性能明显提高[6];研究发现当用不同类型炭黑混合后对自然橡胶和丁腈橡胶共混体系进行补强填充时可以获得最佳的耐磨性能[7];同样,将偶联剂处理的白炭黑添加于载重子午线轮胎胎面胶中后研究发现:胶料的加工性能和物理性能基本没有变化,但是阿克隆磨耗量明显减小,成品轮胎的耐磨性能显著提高[8];另外,单纯使用炭黑填充的顺丁和溶聚丁苯橡胶,当与粗糙大理石相互作用时,摩擦系数随着炭黑填充量的增加逐渐增大;当与光滑的大理石摩擦对偶面相互作用时,随着炭黑填充量的增加,其摩擦系数也增大,且更加明显,分析原因主要是由于摩擦系数的大小与真实接触面积密切相关,因此当与不同表面粗糙度的大理石相互作用时,光滑大理石上的摩擦系数更大[9]。

近年来,研究者探索使用动物骨骼粉末[10]、蒙脱土[11,12]、凹凸棒土[13,14]、高岭土[15]、石墨烯和氧化石墨烯[16,17]、碳纳米管[18]等作为胎面胶填充补强剂,在提高胎面胶摩擦磨损性能方面取得了较好的效果。与炭黑填充乳聚丁苯橡胶相比较,碳纤维填充乳聚丁苯橡胶的摩擦系数和磨损量均明显降低[19];分别将氧化石墨烯-Si O2双相填充剂和单相Si O2添加到丁苯橡胶后比较研究发现,两者的基本力学性能基本相同,但动态力学性能发生了明显的变化。同时双相氧化石墨烯-Si O2填充丁苯橡胶显示了较好的抗磨损性能,阿克隆磨损达到0.19 cm3/1.61 km,而单相Si O2添加丁苯橡胶表现出较差的抗磨损能力(阿克隆磨损0.27 cm3/1.61km),同时双相氧化石墨烯-Si O2填充后的丁苯橡胶摩擦表面变得更加光滑,磨损图纹变窄[20]。

新型填充剂的使用,在一定程度上可以有效地提高胎面胶的耐摩擦磨损性能,然而在新型填充剂的使用过程中仍然面临着巨大的挑战,这主要集中在以下两个方面:一方面,填充剂在原胶中的分散性有待进一步提高。目前主要通过在混炼硫化之前,使用热、酸或碱氧化、两性基团的表面修饰、偶联剂的改性和电子束[21,22]等方法对填充剂进行表面处理;另一方面,胎面胶动静态性能与填料颗粒间作用距离在外界应力作用下的变化密切相关,然而在填充剂的补强过程中,填充剂与胎面胶基体之间以及填充剂与填充剂之间的相互作用强弱难以调控把握。曾提出用填料粒子之间作用距离的不同来表示相互作用的强弱[23];在研究炭黑和白炭黑增强的天然橡胶(NR)填料网络结构和动态性能时发现白炭黑填充混炼胶比炭黑填充混炼胶具有更明显的Payner效应(Payner效应是指填充橡胶的动态机械性能对于小形变下的非线性响应。具体说,在动态机械性能测试中,当填充橡胶试样受到连续正弦变化的剪切应变时,其储能模量(G’)在应变振幅0.1%附件产生突变,并随应变增大而急剧下降,其损耗模量(G”)在相应应变值附近出现最大值;当应变振幅增大到约15%时,G’不再依赖于应变);且白炭黑填充硫化胶具有更低的滞后损失和更小的生热[24];研究炭黑与还原石墨烯混合后填充丁苯橡胶后的填料网络结构性质发现丁苯橡胶与石墨烯界面之间通过π-π键相互作用结合在一起,因此石墨烯与橡胶基体之间表现为更强的相互结合作用[25]。

1.2 其他因素对摩擦磨损的影响

影响胎面胶摩擦磨损的因素异常复杂,除了填充剂,同时还与实际路况、载荷、速度等外界因素密切相关。对填充型胎面胶摩擦磨损的影响因素做了详细的总结[26]。在实验室模拟光滑水泥路面结构,研究胎面胶在水泥路面上的摩擦磨损性能时发现胎面胶的磨损量大小与路面的微观结构密切相关,且黏附和滞后在不同结构水泥路面上所扮演的角色各不相同[27,28]。研究表明胎面胶的摩擦系数随着滑动速度的增大而增加,主要归因于过程中温度的变化[29];研究速度对摩擦磨损的影响时发现胎面胶的摩擦系数随着速度的增大先增大后降低,同时光滑面上的黏着摩擦与损耗模量的最大值密切相关,且随着滑行速度的增大,胎面胶表观模量增大,结果导致与摩擦副表面的实际接触面积减小,摩擦系数降低。因此,滑动速度越大,摩擦系数和磨损量均会增大[30]。

1.3 对胎面胶磨损机理的研究

要提高胎面胶材料的耐磨损性能,首先要明确胎面胶材料摩擦磨损的作用机理。目前,研究者对传统炭黑和白炭黑等填充胎面胶的磨损机理研究较为成熟,对新型高性能填充胎面胶磨损机理的研究甚少。

前期研究者普遍认为:传统填充型胎面胶在干湿滑动情况下的磨损机理主要以疲劳磨损和黏着磨损为主,尤其是炭黑和白炭黑等填充胎面胶。在研究三元乙丙胎面胶的磨损表面时发现:其磨损表面出现了大量的磨损图纹,且磨损图纹与摩擦方向垂直[31]。这些磨损图纹的形成是由于简单机械剪切而产生的裂纹增长[32]。NR、丁苯橡胶(SBR)和硅橡胶均会在磨损表面出现周期性的磨损图纹,分析发现其主要驱动力来源于橡胶的黏滑振荡和微振[33]。研究炭黑及丙烯腈含量对丁腈橡胶磨损机理的影响时发现炭黑和丙烯腈含量较低时磨损机制为黏着磨损,磨损量较大;两者含量较高时主要以单一的磨粒磨损为主,磨损量较小[34]。研究水润滑作用下丁腈橡胶(NBR)与不锈钢摩擦磨损过程中NBR的磨损机理时发现:沿着滑动方向,随着外界应力的变化,NBR表面上微凸体被拉伸或变形,并与滑动方向垂直的部位逐渐形成裂缝,撕裂,继而微凸体剥落。因此其主要的磨损机理为黏着撕裂磨损[35]。

不同于炭黑填充胎面胶材料,使用少量石墨和炭黑混合填充橡胶材料,由于石墨形成了连续的润滑层,从而改变了胎面胶材料的磨损机理,且磨损性能主要依赖于石墨在橡胶材料中的分散性。使用膨胀石墨和炭黑混合填充的NBR橡胶磨损表面更为光滑和平整,主要是由于在磨损起初同样发生裂纹的扩展和剥落,然而剥落后的磨屑由于含有润滑性较好的纳米分散石墨片,易于形成连续相润滑膜,降低了磨损程度[36]。再者,由于石墨与橡胶基体较弱的相互结合作用,导致片状石墨的润滑作用主要为生成-润滑-剥落-生成的作用过程。其他纳米颗粒、碳纳米管等填充胎面胶体系也具有类似的作用过程[37,38]。如将纳米Fe3O4颗粒填充于丁腈橡胶中发现,在摩擦磨损过程中,纳米Fe3O4颗粒可以填补丁腈橡胶磨损过程中表面出现的缺陷,同时磨屑中部分纳米Fe3O4颗粒表现出很好的润滑作用,因此,纳米Fe3O4颗粒填充的NBR胎面胶具有非常好的抗摩擦磨损性能,且通常磨损表面较为平滑。观察硅藻土和多壁碳纳米管填充的氢化丁腈橡胶磨损表面发现,填充硅藻土的氢化丁腈橡胶磨损表面有大尺度的磨粒切下,并有类似坑状凹陷出现,而填充碳纳米管的磨损表面出现球形碎片,且在垂直滑行方向上有磨损图纹出现;未填充的丁腈橡胶磨损表面同时出现球形颗粒和起卷,随着硅藻土的含量增加,磨损表面起卷减少,表面变光滑,这种现象主要是硅藻土起到润滑作用,降低了磨损过程中的热分解,最终使磨损表面变光滑[38]。由此可见,不同填充剂的使用表现出不同的磨损机理。

2 胎面胶材料的抗湿滑性能

在提高胎面胶耐磨损性能的同时,抗湿滑性能因直接关系着雨天和冰雪路面上汽车的行驶安全性而受到人们的重视。

2.1 胎面胶抗湿滑性能的主要影响因素

影响胎面胶抗湿滑性能的因素也非常复杂,除了受胎面花纹、实际路况等影响因素外,还受到胎面胶本身的性质和填料补强剂种类等影响。传统炭黑填充轮胎胎面胶的湿滑性与低温下的动态滞后损失密切相关。因此,常用0℃下的损失因子tanδ值来间接地反映胎面胶材料的抗湿滑性能[39,40]。

通常,即使在相同填充剂和合成工艺下,不同类型原胶的抗湿滑性能也明显不同。研究含NR、SBR、BR及不同品种炭黑胎面胶的抗湿滑性时发现抗湿滑大小顺序依次为SBR,NR,BR[41]。同样,填料种类和表面粗糙度对抗湿滑性能的影响也至关重要。例如,与传统填料相比较,炭硅双相填充胎面胶后胎面胶具有更好的抗湿滑性能[42];对影响抗湿滑性的影响因素做了详细的总结,发现不同尺度的粗糙度所起的作用不相同:路面的宏观粗糙度主要起排水和蓄水的作用,不具有刺破水膜的能力;微观粗糙度具有刺破水膜的能力,且微观粗糙度对路面的抗湿滑性能影响更大。因此,提高轮胎胎面胶与湿路面的真实接触面积是增大抗湿滑性能的关键所在[43]。

2.2 胎面胶抗湿滑性能的作用机理

目前研究较多的主要是针对炭黑和白炭黑填充胎面胶,对于胎面胶抗湿滑机理系统化的研究报道较少,对于新型填充剂如石墨烯、碳纳米管等复合型填充胎面胶抗湿滑机理方面系统化的研究还未见文献详细报道,仍然使用0℃下的动态黏弹性能参数tanδ来间接地反映其抗湿滑能力大小。但问题是,单纯使用动态黏弹性能来表征新型填充剂补强胎面胶抗湿滑性能误差较大,有时甚至得到错误的结论,而传统炭黑和白炭黑填充胎面胶抗湿滑机理的研究目前主要集中在以下两个方面:一方面是黏弹性机理;另一方面是填充后胎面胶本身硬度和表面粗糙度的影响。目前的普遍观点认为白炭黑胶料抗湿滑性能高的一个重要原因是白炭黑更大的粒子硬度更有助于刺破水膜。而随着高性能轮胎的出现,动态黏弹性能与抗湿滑性能之间不再表现出良好的一致性,单纯使用黏弹性机理表征抗湿滑性能不再适合高性能“绿色轮胎”范畴。

3 胎面胶滚动阻力性能的研究现状

3.1 影响胎面胶滚动阻力的常见因素

影响轮胎滚动阻力的因素主要包括轮胎胎面胶中原胶的种类、载荷、速度、实际路况和填充剂类型等,单纯降低轮胎滚动阻力并不难,但通常要同时牺牲轮胎的其他一些性能,比如基本力学性能、耐摩擦磨损性和抗湿滑性能等。

目前,常用于胎面胶材料的主要胶种有天然橡胶(NR)、顺丁橡胶(BR)、异戊橡胶(IR)和丁苯橡胶(SBR)等。研究表明BR橡胶具有较低的玻璃化转变温度(Tg),表现出较好的低滚动阻力性能,并且通过使用稀土等新型催化剂提高其顺式结构的含量可进一步降低其滚动阻力[44];通过Ti催化制备的异戊橡胶也具有较好的低滚动阻力性能[45]。目前主要通过原胶聚合过程中分子设计,优化反应条件和苯乙烯、乙烯基含量等改善其滚动阻力性能,当苯乙烯的含量越低、乙烯基含量越高时,滚动阻力则越低[46]。另外,在其他条件不变的情况下,轮胎刚度随着充气压力增大而增大的过程中降低了轮胎变形,从而降低了滚动阻力。例如,研究轮胎滚动阻力影响因素时发现:轮胎的滚动阻力随气压的下降和载荷的增大而增大,且随着载荷的增大,轮胎的变形增大,结果导致滞后生热增加,滚动阻力增大,而运行速度对滚动阻力的影响比较复杂,在低速行驶下,滚动阻力受速度的影响可以忽略,当行驶速度达到某一临界速度之上时,滚动阻力会随着速度的增加而增大[47]。

值得一提的是,填充剂对滚动阻力的影响最为明显。对于传统炭黑填充胎面胶体系,当炭黑含量降低时,滚动阻力减小,但胎面胶的耐磨性降低,同时当炭黑细度增大时,滚动阻力将会下降;而使用白炭黑作为填充剂,不仅可以改善胎面胶的滞后性能,同时还能提高抗湿滑性能,但是白炭黑由于较差的分散性,结果导致胎面胶滚动阻力增大,而采用硅烷偶联剂处理后表现出较低的滚动阻力和较高的湿路面抓着力。填充材料的表面修饰改性和多配方原胶复合是提高填充剂的分散性,降低滚动阻力的有效手段之一[48,49]。另外,轮胎的花纹、结构等均对滚动阻力有很大的影响,所以在模具设计已定型的前提下,主要通过胎面配方设计、胎面结构和轮胎降重等方面的调控,来降低轮胎的滚动阻力[50]。

3.2 胎面胶的滚动阻力产生机理

现有研究报道普遍认为填充型轮胎胎面胶的滚动阻力主要来源于填料聚集形成的网络结构。因此,尽可能地减小基体中填充剂与填充剂之间的相互作用,同时增大填充剂与橡胶基体之间的相互作用可以有效地降低滚动阻力。

4 总结与展望

胎面胶作为一种极其重要的工程材料,必须对其摩擦磨损、抗湿滑和滚动阻力性能进行更加深入、系统化的研究。由于不同使用环境、不同用途的填充型胎面胶“魔三角”性能的影响因素和产生机理各不相同,因此,目前学术界对填充型胎面胶“魔三角”性能的平衡调控还没有形成统一化、系统化的理论指导,对新型填充剂补强胎面胶“魔三角”性能机理方面的研究还未见文献详细报道,研究仅仅处于对其中一种或两种性能的提升改进阶段,对各单一性能的产生作用机理方面的研究日臻成熟,但是缺乏三者性能系统化的研究。例如,如何更好地解决抗湿滑和滚动阻力性能两者之间的矛盾,孰重孰轻仍然是研究者目前争议的主要方面。而有关胎面胶在摩擦磨损方面的研究历史最长、最全面,普遍认为摩擦磨损过程涉及机械破坏、机械疲劳-化学和热-化学等过程,选择具有较高分子量分布、分子量分布较窄和热稳定性好的母胶,提高填料与胎面胶基体之间的相互作用力不仅可以有效提高胎面胶材料的耐磨损性能,同时可以降低滚动阻力。从胎面胶黏弹性的角度考虑,0℃具有较高tanδ值和60℃下同时具有较低tanδ值的胎面胶材料会具有良好的抗湿滑性能和较低的滚动阻力,这就要求橡胶材料具有较宽温域的玻璃化转变区,当前主要通过集成橡胶(SI-BR)的结构设计与开发来实现这一目标。滚动阻力主要源于填料网络的破坏与重建,可以通过提高橡胶基体中填料的分散性和增大填料与基体间的相互作用来降低滚动阻力。

基于对胎面胶“魔三角”性能机理的研究,如何来更好地平衡调控“魔三角”性能,最大限度地降低滚动阻力,同时提高耐摩擦磨损和抗湿滑性能,在外界条件难以改变的状况下,只能从胎面胶本身影响因素出发,寻求从填料的改性和开发,高性能原胶的合成与多元化集成橡胶的设计合成等方面作为切入点,探索提高胎面胶综合性能的方法,为此,对胎面胶在“魔三角”性能方面的研究提出以下几点设想和建议:

(1)为了提高填料在橡胶基体中的分散性,同时增加填料与基体之间的相互作用,通过选择新型填料,借助等离子体或离子液体处理、纳米材料自组装等新技术,实现纳米填料在原胶基体中的超高分散和官能团特定位分散。

(2)通过新型催化剂的开发和先进技术,合成高性能原胶,采用多元化填充剂、多元化原胶复合等方法制备高性能多元化胎面胶复合材料。

摩擦机理第5篇

利用纳米磁性材料与阻燃剂制作的复合材料,其纳米粒子与基体之间能够实现很好的结合,且纳米粒子能够很好地补强基体材料。磁性填充物与阻燃剂对于橡胶复合材料的物理力学性能,磁学性能以及物理热稳定性有着至关重要的影响。

目前关于磁性橡胶的研究多局限于减震特性及磁性能的研究,且对应用广泛的硅橡胶加入磁性粒子后的摩擦及耐热等性能变化未见报道。因此本文分别选用性能优良的纳米Fe３O４粒子、纳米MH粒子与硅橡胶进行共混,制备了纳米磁性MH/Fe３O４/SR复合材料,并对其各项性能进行了测试。

1材料制备与测试

1.1材料

纳米四氧化三铁(Fe３O４)粒子为马鞍山磁粉厂产品,平均粒径为100nm。氢氧化镁(MH)阻燃剂为美国雅宝公司产品,硅橡胶(SR)为兰州合成橡胶厂产品。半补强炭黑为青岛橡胶厂产品,其他配料均为市售产品。

1.2制备

混炼工艺在开炼机(XK-150)上进行,SR胶料在开炼机上按照常规顺序加入配合剂。基本配方质量phr为:SR80phr、氧化锌2phr、硫磺1phr、促进剂DM 1phr、补强白炭黑20phr、硬脂酸1phr,偶联剂2phr,对比用料按10,20,30phr加入纳米Fe３O４粒子, 不同纳米Fe３O４粒子添加量的复合材料在按10,20, 30phr加入纳米MH粒子。下片后的混炼胶放置在平整、洁净的金属板上,放置6h后进行硫化。用硫化机(Y33-50A)打压预热1min后开始硫化计时,硫化温度150.0℃±0.5℃,硫化时间为30min,制成磁性MH/ Fe３O４/SR复合材料在U5-10型充磁机上充磁,充磁时磁感应强度大于1.2T,充磁时间20min。

1.3性能测试

测试环境温度为21℃±2℃,相对湿度为30%~50%。MH/Fe３O４/SR复合材料的拉伸强度、伸长率按GB/T528—1998标准在PDL-1000N电子拉力试验机上测定,试样尺寸为:6mm×2mm。邵尔A硬度按GB/T531—1999标准用MC010-TH200型橡胶硬度计测定,试样尺寸为:24.5mm×8mm。采用JSM- 5600LV低真空扫描电子显微镜(SEM)观察断面微观形貌。X射线能量色散谱仪(EDS)测定元素含量。热重分析采用TGA 27型热重分析仪,N２气体,升温速率10℃·min－１。热释放速率用标准型锥形量热仪(Cone calorimeter)进行燃烧性能测试,热辐射功率为35kW·m－２。采用UMT-2MT摩擦试验机摩擦磨损性能进行测试,试验过程中,UMT摩擦磨损试验机的往复频率为10Hz,行程为10mm,速率为0.6m·s－１,时间分别为5min,正压力为2N,试样尺寸为Ф44mm×6mm。

2实验结果与讨论

2.1断面微观结构

图1中分别给出了磁性MH/Fe３O４/SR复合材料的断面微观结构图。图1(a)为10phrFe３O４/ 10phrMH,从图1(a)中可以清晰地看出Fe３O４与MH均匀地分布在SR基体中,无明显的团聚现象, 说明在少量添加时两种粒子均能较好的在复合材料内部分布。但是随着添加量加大,纳米粒子则由于较强的磁性吸附在一起及混炼造成的在复合材料内部出现了局部团聚现象,如图1(b),(c)所示。其中图1 (b)为10phrFe３O４/30phrMH,图1 (c)为30phrFe３O４/10phrMH,比较图1(b)与图1(c)可以看出图1(c)的团聚现象明显多于图1(b),这是由于Fe３O４粒子具有一定的吸附性,混炼过程中更容易发生团聚现象。

图1 不同纳米粒子配比的 MH/Fe3O4/SR 复合材料断面微观结构SEM 图 (a)10phr Fe3O4/10phrMH;(b)10phr Fe3O4/30phrMH;(c)30phr Fe3O4/10phrMH Fig.1 SEM images of MH/Fe3O4/SR composites filled with different mass fraction of nano-particles (a)10phr Fe3O4/10phrMH;(b)10phr Fe3O4/30phrMH;(c)30phrFe3O4/10phrMH

从图1可以看出,纳米粒子和SR基体较好地融合在一起使得SR基体中的纳米粒子和SR基体界面模糊。混炼过程中纳米Fe３O４与纳米MH粒子比表面积较大的高能表面材料与SR低表面能材料之间倾向于相互吸附,这种吸附可以使得SR对纳米粒子的有效包裹,并且纳米Fe３O４与纳米MH粒子很好地填补了SR的内部缺陷。同时,SR基体与纳米Fe３O４粒子之间,SR基体与MH粒子之间可能存在的双偶极作用也是造成两相界面结合紧密的原因。

表1给出了利用EDS测定的50μm范围内Fe和Mg元素的含量分布,复合材料中Fe/Mg元素的质量百分比与纳米粒子的添加量基本相符。这说明MH元素基本分布均匀,纳米Fe３O４虽然存在局部团聚的不均匀分布现象,就整体分布情况对比分析发现,纳米粒子基本分布均匀。

2.2物理力学性能

不同填充量的MH/Fe３O４/SR复合材料的拉伸强度、伸长率变化曲线,如图2所示。从图2中可以看出随着纳米填料的加入,MH/Fe３O４/SR复合材料的拉伸强度、伸长率略有升高,当配比20phrMH/ 10phrFe３O４时,复合材料的拉伸强度与伸长率分别为9.78MPa和345%,较普通硅橡胶提高了5% 左右。这是因为纳米MH与纳米Fe３O４在SR得到了较好的分散,并且纳米粒子在SR基体中形成了了较好的界面层结构,有利于复合材料强度的提高。但是随着纳米粒子添加量不断加大,复合材料中的纳米粒子团聚现象不断增多(如图1所示)。此时,纳米粒子在SR基体中的包裹减弱,粒子与粒子之间的间距减小,且两相界面黏结强度变差,不良应力集中点的产生导致体系强度反而下降。对不同配比的复合材料比较发现: 复合材料添加20phrMH/10phrFe３O４拉伸强度、伸长率性能较优。

图3给出了不同纳米粒子配比填充量的MH/ Fe３O４/SR邵尔A硬度的变化曲线。由图3可见MH/Fe３O４/SR复合材料的硬度略大于纯SR。普通SR的邵尔A硬度为61,添加纳米粒子后,复合材料的硬度逐渐得到提高。对比不同纳米粒子的配比质量phr的复合材料发现,两种粒子均能改善复合材料的硬度,可以使材料在经受破坏时引发银纹,研究发现纳米Fe３O４粒子与MH粒子本身的硬度大于SR的硬度,在SR中加入纳米Fe３O４粒子与MH粒子有效地填补了SR的空穴,使得复合材料内部更加紧密;均匀分散的刚性粒子周围形成了具有一定厚度界面层,且玻璃纤维具有较好的韧性,对复合材料的增韧具有较好的作用。当两种粒子添加量配比为30phr/30phr时,复合材料的邵尔A硬度为79。

2.3耐热特性

2.3.1热失重分析

为进一步考察不同配比填充剂对硅橡胶耐热性能的影响,将对三种典型的填充剂配方的橡胶复合材料在N２环境下,按10℃/min的升温速率从室温加热升温,得到的热失重(TGA)曲线,见图4。从图4中a曲线可以看出普通的SR在320℃ 时开始分解,当达到420℃时,高温失重达到平衡,普通的硅橡胶几乎全部分解,剩余的只是补强剂白炭黑以及未分解的杂质。当两种填充剂配比为10phr/10phr时可以看到硅橡胶的分解温度明显提高达到350℃,质量损失速率略有降低,可见两种粒子的添加起到了一定的耐热作用,延缓了复合材料的分解。当填充剂配比为10phrMH/ 30phr Fe３O４以及30phrMH/10phrFe３O４时,发现10phrMH/30phr Fe３O４配比材料的分解温度进一步提高,说明纳米Fe３O４也起到了一定耐热作用,且质量损失率较低,但是配比30phrMH/10phr Fe３O４材料的耐热性能更为明显,分解温度提高为450℃,说明加入的MH中含有结晶水,在升温过程中要先于橡胶发生分解反应,造成了热失重曲线向低温方向移,纳米MH的耐热效果优于纳米Fe３O４。

2.3.2耐热性能

采用锥形量热仪纯SR及三种不同添加量的复合材料的耐热性能进行了测试,其结果见表2。

从表2可以看出三种不同配比的三种复合材料点燃时间均略有延长。当添加更多phr量的Fe３O４后, Fe３O４对橡胶起到了稀释的作用,这时材料的点燃时间增加,而添加更多phr量纳米MH时,点燃时间较长,表现出较好的耐热作用。此外,从表2还可以比较看出,配比为10phrMH/10phr Fe３O４复合材料和配比为10phrMH/30phr Fe３O４复合材料的平均释热总量(AvEHC)相差不大,即纳米Fe３O４的阻燃机理是固相阻隔机理。

由图5可知,与纯SR相比,加入一定量的纳米MH粒子和纳米Fe３O４粒子后,MH/Fe３O４/SR纳米复合材料的热释放峰值(peak HRR)和平均热释放率(PHRR)的值明显降低,并且峰值出现的时间延后, 当加入的量10phrMH和30phr Fe３O４的时候,pea- kHRR和平均HRR的值进一步下降,但下降趋势减缓,这是由于Fe３O４在橡胶基体中产生了一定的阻隔保护作用;在燃烧时Fe３O４还可以在材料断面形成隔离层,有效阻碍燃烧热向未燃部分传递,以及分解产物向火焰区扩散,减缓了挥发物产生的速率,从而使聚合物的HRR和peak HRR降低。当10phrMH和30phr Fe３O４时,MH/Fe３O４/SR纳米复合材料具有更低的平均HRR和peak HRR的值有所增加,可见, 纳米MH的阻燃性能明显优于Fe３O４,燃烧过程中复合材料中纳米MH主要是脱水降热,形成MgO隔热层,而Fe３O４在橡胶基体中产生了一定的阻隔保护作用,但是可以确定两种粒子均能有效改善复合材料的阻燃性能。

由表2可知,MH/Fe３O４/SR纳米复合材料的总烟气释放量(TSP)比纯SR值有明显的降低,比较发现加入30phrFe３O４比加入10phrFe３O４有更好的TSP值。这是由于纳米Fe３O４粒子具有很强的吸附作用,能够吸附生成的炭,从而降低了燃烧的生烟速率,并且由于MH具有较好抑烟性,有效改善硅橡胶的发烟量。比较发现,两种粒子均能有效改善硅橡胶的生烟速率,且纳米MH略优于纳米Fe３O４粒子抑烟性。

2.4摩擦性能

图6给出MH/Fe３O４/SR纳米复合材料在2N压力下,摩擦因数随着纳米粒子添加量的变化而产生的变化曲线。可以发现纳米MH可以较好地改善硅橡胶的摩擦因数,当填充量为20phr时,摩擦因数下降明显。随着添加Fe３O４粒子phr数的增加,摩擦因数进一步下降,当添加20phr数达到最低,说明纳米Fe３O４粒子改善摩擦因数的性能优于MH,且添加20phr时, 效果最优,达到了0.52。纳米颗粒增强了基体强度, 使得试验机与复合材料试样之间的相对作用减弱,且局部摩擦高温可促复合材料表面的纳米Fe３O４形成具有滚动润滑作用的微球体,从而在摩擦副表面相互运动过程中形成润滑保护膜,保护膜可以有效改善摩擦副表面缺陷,提高零部件使用寿命;同时,在没有磁场的情况下纳米Fe３O４磁性粒子不显示磁性,但是单个磁粒子仍吸附金属表面,使得形成的保护膜较好的吸附于金属表面起到了较好的抗磨作用。但是随着添加量得进一步加大,摩擦因数逐渐变大,这是由于混炼时,由于纳米粒子间的相互吸附,使得混炼不易分布均匀,容易形成较大部分团聚现象,使得材料的摩擦学性能受到大幅度影响,导致摩擦因数升高。

3结论

(1)纳米Fe３O４粒子和MH粒子在SR基体中分布的较为均匀。纳米Fe３O４和MH粒子的填入,能从一定程度上提高了SR的拉伸强度、伸长率、硬度得到明显改善,且两种粒子配合加入效果更优,添加20phrMH/10phr Fe３O４效果最优,复合材料的拉伸强度与伸长率分别为9.78MPa和345%。