馬國政,徐濱士,王海斗,劉 勇,葉鑄玉

(1裝甲兵工程學(xué)院裝備再制造技術(shù)國防科技重點(diǎn)實(shí)驗室,北京100072;2哈爾濱工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院空間材料與環(huán)境工程實(shí)驗室,哈爾濱150001)

電刷鍍In/Ni組合鍍層的真空摩擦學(xué)性能研究

馬國政1,徐濱士1,王海斗1,劉 勇2,葉鑄玉2

(1裝甲兵工程學(xué)院裝備再制造技術(shù)國防科技重點(diǎn)實(shí)驗室,北京100072;2哈爾濱工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院空間材料與環(huán)境工程實(shí)驗室,哈爾濱150001)

采用電刷鍍技術(shù)在中碳鋼表面制備厚度約為10μm的In/Ni組合鍍層。研究高真空環(huán)境下In/Ni組合鍍層的減摩潤滑機(jī)理和微觀損傷過程,并考察不同滑動速率和法向載荷對其真空摩擦學(xué)性能的影響。結(jié)果表明:在高真空環(huán)境下,該組合鍍層具有明顯的減摩和抗黏附磨損性能;鍍層的摩擦因數(shù)隨著滑動速率和法向載荷的增大而減小;磨損率隨著載荷的增加而增大,但不隨滑動速率發(fā)生顯著變化;該鍍層在高真空下的磨損機(jī)制主要為黏著磨損和擦傷磨損。

電刷鍍;In/Ni組合鍍層;真空環(huán)境;摩擦磨損

稀有金屬銦具有獨(dú)特的物理和化學(xué)性能,被廣泛應(yīng)用于醫(yī)藥衛(wèi)生、國防軍事、航空航天、核工業(yè)和現(xiàn)代信息產(chǎn)業(yè)等高科技領(lǐng)域,美、日等世界需銦大國都已將銦列為國家戰(zhàn)略儲備物資,目前銦的主要用途為生產(chǎn)銦錫氧化物靶材,作為低熔點(diǎn)合金焊料和半導(dǎo)體化合物等[1-4]。銦的質(zhì)地極軟,可塑性和延展性較好,具有優(yōu)良的潤滑、抗咬合和減磨性能,被用作縫隙填充材料和精密配合面的固體潤滑材料已經(jīng)有很長的歷史[5,6]。

據(jù)文獻(xiàn)報道[7,8],用電刷鍍技術(shù)在摩擦表面或嚙合表面上刷鍍數(shù)微米的銦鍍層或含銦組合鍍層時,不僅可以降低摩擦因數(shù),而且可以有效地減輕黏著磨損的程度,該技術(shù)被廣泛地用于修復(fù)磨損破壞的內(nèi)燃機(jī)車軸瓦、機(jī)床軸頸、高速泵軸承等精密配合摩擦件表面,并已取得了重大的經(jīng)濟(jì)效益和社會效果,可是有關(guān)含銦鍍層在真空環(huán)境中的摩擦學(xué)性能的研究卻很少。本工作利用電刷鍍技術(shù)制備了In/Ni組合鍍層,考察了高真空環(huán)境中In/Ni組合鍍層的摩擦磨損性能隨法向載荷、滑動距離和滑動速率的變化規(guī)律和機(jī)理,這對將電刷鍍技術(shù)和稀有金屬銦的應(yīng)用范圍拓寬到宇航和真空環(huán)境工況具有一定的參照意義。

1 實(shí)驗方法與過程

試樣材料為<50.0mm×8mm的中碳鋼圓盤,硬度HRC為55,表面拋光至粗糙度Ra=0.4μm。先對試樣按照常規(guī)的電刷鍍工藝進(jìn)行電凈、活化等處理。在處理表面刷鍍特殊鎳作為過渡層,層厚為4μm,鍍后用晶相細(xì)砂紙打磨,以改善鍍層質(zhì)量,在特鎳過渡層上再鍍厚度為6μm的銦,形成In/Ni組合鍍層。其中控制鍍層厚度的方法很多,因本實(shí)驗所用刷鍍電源具有實(shí)時顯示所耗電量的功能,故采用計算在一定面積上施鍍一定厚度的特定鍍層所需電量Q的方法來控制鍍層厚度(Q=δ×C×S×K,單位A·h。其中δ為鍍層厚度(μm);C為耗電系數(shù)(A·h·dm-2· μm-1);S為被鍍面積(dm2);K為損耗系數(shù),取1.2)。在刷鍍軟金屬銦時,為避免劃傷鍍層,用棉花軟包套包裹石墨陽極,在保證良好接觸的前提下,鍍筆壓下力要盡量小。

摩擦磨損試驗在УТИ21000型球2盤式真空摩擦磨損試驗機(jī)上進(jìn)行,實(shí)驗時鋼球保持靜止而盤試樣作水平勻速轉(zhuǎn)動,法向載荷P通過鋼球施加至下試樣表面,摩擦力由測力計來測量。上試樣球為<9.525mm的9Cr18鋼球,平均硬度HRC為58,表面粗糙度Ra=0.32μm。實(shí)驗在1×10-5Pa的真空環(huán)境下進(jìn)行,每組實(shí)驗時間均為1000s。測定摩擦學(xué)性能隨速度變化時,固定載荷為4N,速度變量分別為0.1,0.2,0.4, 018m/s;測定載荷對摩擦學(xué)性能的影響時,固定速度為0.2m/s,載荷分別為3,4,5,6N。

采用精度為10-5g的Sartorius MC210S型電子天平稱量磨損前后盤試樣的質(zhì)量變化,并以此推算出鍍層的磨損率W(mg·km-1);采用Philips Quanta 200型掃描電鏡(SEM)分析組合鍍層表面和各種磨損面的形貌;用X2350A型X射線應(yīng)力儀測定組合鍍層表面的殘余應(yīng)力。

各類實(shí)驗結(jié)果均為三次實(shí)驗數(shù)據(jù)的平均值。

2 結(jié)果與分析

2.1 鍍層表面形貌與應(yīng)力分布

圖1為In/Ni鍍層表面形貌,鍍層由平均直徑約為2μm的顆粒狀微凸體組成,有一定的空隙率,鍍層表面宏觀上平整、光滑,從肉眼看像絨布一樣沒有反光性,無較大的氣孔、結(jié)瘤、無局部組織粗大和發(fā)毛現(xiàn)象。因工藝特點(diǎn)所致,電沉積過程中的不平衡結(jié)晶產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力嚴(yán)重制約著電刷鍍層的性能,而本研究中通過選擇合理的工藝規(guī)范和鍍層組合方式使得鍍層的殘余應(yīng)力較小,X射線應(yīng)力儀檢測結(jié)果表明,鍍層表面殘余應(yīng)力值為-16.4M Pa,較小的壓應(yīng)力使得鍍層不易分層和開裂。

圖1 In/Ni鍍層表面形貌Fig.1 The surfacemorphology of the In/Ni coating

2.2 鍍層與基體摩擦學(xué)性能對比

圖2為原始基體與In/Ni組合鍍層在滑動速率為0.2m/s、載荷為4N、1×10-5Pa的高真空環(huán)境中摩擦因數(shù)隨時間的變化曲線圖。從摩擦開始到130s前,基體的摩擦因數(shù)較In/Ni組合鍍層小,但100s后迅速上升,到180s左右達(dá)到極大值0.58,而后隨著摩擦的繼續(xù)進(jìn)行,摩擦因數(shù)在0.45～0.65之間震蕩上升;In/Ni組合鍍層的摩擦因數(shù)變化呈現(xiàn)出明顯的“啟動—跑和—穩(wěn)定磨損”三個階段特征,啟動摩擦因數(shù)也較小,但在摩擦開始的10s內(nèi)上升較快,隨后平穩(wěn)上升,到100s時達(dá)到最大值0.34,而后較快下降,至200s左右渡過跑和階段進(jìn)入平穩(wěn)運(yùn)行期,在實(shí)驗時間范圍內(nèi),摩擦因數(shù)低而穩(wěn)定,一直維持在0.18左右。

圖2 摩擦因數(shù)隨時間變化曲線Fig.2 Variation of friction coefficient w ith sliding time

圖3為In/Ni組合鍍層與基體試樣磨痕形貌照片,前者磨損較為輕微,只是在滑動方向上產(chǎn)生了由塑性變形即犁溝和微切削引起的損傷,但表層的完整性沒有受到破壞,磨痕表面較為光滑、平整,而經(jīng)歷同等條件的摩擦磨損后,基體試樣表面產(chǎn)生了嚴(yán)重的磨損,磨痕表面凹凸不平,既有由于大塊材料疲勞剝落產(chǎn)生的表面凹坑,又有因黏著和塑性變形產(chǎn)生的劃痕和材料堆積。

圖3 磨痕形貌照片 (a)鍍層;(b)基體Fig.3 Worn mo rphologies of the coating(a)and the substrate(b)

分析認(rèn)為,即便在高真空環(huán)境下摩擦副表面仍然存在各種吸附膜、氧化膜。實(shí)驗剛開始時摩擦發(fā)生在各種表面膜之間,因此無論是基體還是In/Ni組合鍍層的摩擦因數(shù)都較小,而基體試樣摩擦因數(shù)更小,這是因為:一方面,常溫下金屬銦不易被氧化而只能形成極薄的氧化膜;另一方面,銦的硬度極低,不能給表層有效的支撐而使表面膜不能很好地發(fā)揮作用。在真空環(huán)境中表面膜破裂后難以再生,隨著摩擦的進(jìn)行潔凈新鮮的金屬表面不斷露出并直接接觸,產(chǎn)生強(qiáng)烈的黏著效應(yīng),導(dǎo)致摩擦因數(shù)增大。從圖3磨痕形貌照片也可以看出,摩擦表面出現(xiàn)了嚴(yán)重的黏著和材料轉(zhuǎn)移。隨著硬質(zhì)粗糙峰逐漸被磨平和對軟表面犁削作用的加劇,摩擦界面的實(shí)際接觸面積將不斷增大,加之真空環(huán)境中無空氣的擴(kuò)散對流來帶走摩擦界面的熱量,接觸界面的溫度將不斷升高,材料塑性流動能力逐漸增強(qiáng),軟質(zhì)材料將向?qū)δッ姘l(fā)生轉(zhuǎn)移。而材料的塑性流動和轉(zhuǎn)移對原始基體和In/Ni組合鍍層將產(chǎn)生不同的作用,軟金屬銦硬度和熔點(diǎn)極低,發(fā)生黏著的接觸峰點(diǎn)強(qiáng)度較低,黏著結(jié)點(diǎn)的破壞發(fā)生在離界面不遠(yuǎn)的軟金屬表層內(nèi),軟金屬銦將不斷地向摩擦對偶表面轉(zhuǎn)移并形成連續(xù)的轉(zhuǎn)移膜,這時摩擦副的接觸轉(zhuǎn)換成了“In/Ni鍍層2In轉(zhuǎn)移膜”之間的摩擦,從而摩擦因數(shù)降低并維持在一個較低的水平上;而對中碳鋼基體表面來說,塑性變形和摩擦高溫將加劇接觸峰的黏著,而黏著結(jié)點(diǎn)的強(qiáng)度較高,在摩擦力的作用下黏著結(jié)點(diǎn)被剪切而產(chǎn)生滑動,隨后的摩擦即是“黏著—剪切—黏著”交替發(fā)生的過程,摩擦界面的平穩(wěn)性受到破壞,出現(xiàn)了摩擦因數(shù)的波動上升現(xiàn)象,同時因摩擦瞬現(xiàn)高溫的持續(xù)時間非常短,遷移到對偶表面的黏著物將迅速硬化并發(fā)揮類似磨粒的作用,所以原始基體表面既出現(xiàn)了犁溝和擦傷留下的劃痕又有磨粒的循環(huán)擠壓應(yīng)力作用產(chǎn)生的鱗片狀剝落碎屑。

2.3 滑動速率對鍍層摩擦學(xué)性能的影響

圖4為載荷4N,1×10-5Pa的高真空環(huán)境下In/Ni組合鍍層的摩擦因數(shù)和磨損量隨滑動速率的變化情況。可以看出,在實(shí)驗速率范圍內(nèi),摩擦因數(shù)都處在較低水平,變化范圍在0.15～0.27之間,隨著滑動速率的增加,摩擦因數(shù)逐漸下降,在滑動速率小于0.2m/s時,摩擦因數(shù)下降較快,在0.2～0.8m/s之間時摩擦因數(shù)的下降比較平緩。

圖4 不同滑動速率下鍍層摩擦因數(shù)和磨損量變化曲線Fig.4 Variation of friction coefficient and wear lossw ith sliding velocity

滑動速率的增加對摩擦力的影響主要體現(xiàn)在界面溫度升高上,在一定溫度范圍內(nèi)界面溫度提高有利于軟金屬In晶體重新取向,使更多易滑移面平行于摩擦表面從而降低摩擦因數(shù),同時摩擦熱產(chǎn)生的瞬時高溫降低了接觸峰點(diǎn)的剪切強(qiáng)度和黏著力,也使摩擦因數(shù)下降;此外,滑動速率的增加使粗糙峰接觸點(diǎn)的相對靜止接觸時間縮短,黏附減弱。所以在速度較低時提高滑動速率的情況下摩擦因數(shù)下降較快,然而In的熔點(diǎn)本身較低,塑性變形和瞬現(xiàn)高溫對材料的熔化和軟化作用不能無限加大,當(dāng)滑動速率較高時已不能再通過提高滑動速率來無限降低鍍層的摩擦因數(shù),隨著滑動速率的進(jìn)一步提高,摩擦因數(shù)逐漸趨于穩(wěn)定。

由圖4中磨損量變化曲線可知,隨著滑動速率的增大,總磨損量逐漸增大,變化范圍為0.42～11768mg,其中小于0.4m/s時磨損量隨滑動速率線性增加,而在0.4～0.8m/s之間變化時磨損量增加很小。結(jié)合圖5各種速率下磨痕形貌可知,隨著滑動速率的增加磨損越來越嚴(yán)重,在滑動速率很低時(0.1m/ s)磨痕較規(guī)則平整,只能看到輕微的犁溝和劃痕,而當(dāng)滑動速率增加到0.8m/s時磨損面上已出現(xiàn)了明顯的材料去除,表面既有面積較大的鱗剝坑又有許多小而深的麻點(diǎn),可見不僅鍍層完整性遭到了破壞,而且表面層在循環(huán)接觸應(yīng)力作用下產(chǎn)生了嚴(yán)重的疲勞磨損。

圖5 不同滑動速率下的磨痕形貌(a)0.1m/s;(b)0.2m/s;(c)0.4m/s;(d)0.8m/sFig.5 Worn morphologies of coatings under different sliding velocities (a)0.1m/s;(b)0.2m/s;(c)0.4m/s;(d)0.8m/s

圖6為磨損率(磨損量與滑動距離的比值)隨滑動速率的變化,可見,和磨損量的變化不同,磨損率和滑動速率成非線性關(guān)系,尤其是小于0.4m/s時磨損率幾乎不隨滑動速率發(fā)生變化,而0.8m/s時磨損率反而較小。

分析認(rèn)為,本實(shí)驗的摩擦?xí)r間固定,磨損量的測定是在摩擦實(shí)驗結(jié)束后進(jìn)行的,滑動速率的不同導(dǎo)致了摩擦副相對運(yùn)行距離的變化,磨損量隨著運(yùn)行距離的增大而不斷增大,摩擦軌道上的鍍層厚度逐漸減小,在速率較低時(0.4m/s之前)摩擦副相對運(yùn)行總距離較短,鍍層處于穩(wěn)定磨損階段,磨損量線性增加而磨損率不發(fā)生顯著的變化,而速率較高(0.8m/s)時,運(yùn)行距離急劇增大,鍍層不斷減薄,直至磨損后期鍍層被磨穿,磨損發(fā)生在中碳鋼基材和高硬度的上試樣9Cr18鋼球之間,故高速摩擦后期磨損量增加緩慢使得平均磨損率下降。

圖6 磨損率與滑動速率關(guān)系Fig.6 Variation of w ear rate w ith sliding velocity

綜上所述,隨著滑動速率的提高,In/Ni組合鍍層在真空中的摩擦因數(shù)降低而磨損率并未顯著提高,所以該鍍層用于太空活動部件的潤滑時,適當(dāng)提高滑動速率更有利于發(fā)揮其減摩潤滑性能。

2.4 法向載荷對鍍層摩擦學(xué)性能的影響

圖7為0.2m/s,1×10-5Pa的高真空環(huán)境下In/ Ni組合鍍層的摩擦因數(shù)隨法向載荷的變化情況?？梢钥闯?在實(shí)驗載荷范圍內(nèi),摩擦因數(shù)較小,變化范圍為0.14～0.285,摩擦因數(shù)隨載荷的增加而下降,尤其是載荷小于4N時,摩擦因數(shù)下降明顯,而載荷在4～6N間變化時,摩擦因數(shù)下降平緩。這是因為載荷對摩擦因數(shù)的影響主要體現(xiàn)在摩擦界面的實(shí)際接觸面積和變形狀態(tài)上,In/Ni組合鍍層表面仍然存在大量的微凸體,載荷較低時摩擦力和摩擦扭矩較大,因而摩擦因數(shù)較大,隨著載荷的增加材料塑性流動加劇,材料轉(zhuǎn)移量加大,In/Ni組合鍍層被碾壓推擠而削峰填谷的作用更加明顯,大量的微凸體迅速平復(fù),滑動產(chǎn)生在軟金屬內(nèi)部,使摩擦因數(shù)迅速降低[8],此外,大的載荷必然伴隨表面高溫的出現(xiàn),通過軟化鍍層減小剪切強(qiáng)度和降低黏著力而使摩擦因數(shù)進(jìn)一步減小。

圖8為磨損率隨載荷的變化,可以看出,隨著載荷的增大,磨損率逐漸增加,變化范圍為1.667～71167mg·km-1,但載荷大于5N時,磨損率的增加明顯減緩。

圖9 不同法向載荷下磨痕形貌 (a)3N;(b)4N;(c)5N;(d)6NFig.9 Worn morphologies of coatings under different normal loads (a)3N;(b)4N;(c)5N;(d)6N

圖9為各種載荷下的磨痕形貌照片。可以看出,載荷較低時磨損表面僅表現(xiàn)出沿滑動方向上形成的不同程度的劃痕,磨痕中心因接觸應(yīng)力最大而劃痕最深,隨著載荷的增大,磨損加劇,載荷較大時磨損表面出現(xiàn)了大量的材料轉(zhuǎn)移和表層材料的去除,當(dāng)載荷增大到6N時磨痕表面出現(xiàn)了明顯的疲勞剝落。這是因為摩擦表面處于彈塑性變形狀態(tài),載荷增大時上試樣球?qū)﹀儗拥哪雺汉屯茢D作用增加,使得摩擦界面上材料的塑性流動加強(qiáng),材料轉(zhuǎn)移增多,同時大的載荷使摩擦表面的硬質(zhì)點(diǎn)對軟金屬銦的刮擦和劃痕作用加強(qiáng)。此外,較大的載荷作用也使得接觸面承受更大的循環(huán)應(yīng)力,表面層在反復(fù)的大變形下產(chǎn)生應(yīng)變疲勞,并最終因應(yīng)變疲勞而產(chǎn)生大量的鱗片狀剝落碎屑。

可見,In/Ni組合鍍層在真空環(huán)境中隨載荷的提高摩擦因數(shù)降低但磨損率隨之升高,故該鍍層用在空間精密器械運(yùn)動部件表面時需選擇合適的載荷才能更好地發(fā)揮其優(yōu)異的減摩抗磨性能。

3 結(jié)論

(1)運(yùn)用電刷鍍技術(shù)制備的厚約10μm的In/Ni組合鍍層表面光潔平整,晶粒細(xì)小,組織均勻,鍍層與基體結(jié)合良好。在真空環(huán)境下,該組合鍍層能在摩擦副表面形成轉(zhuǎn)移膜并持續(xù)地發(fā)揮優(yōu)良的減摩潤滑性能和抗黏附磨損性能。

(2)在高真空下,隨著滑動速率的提高,In/Ni組合鍍層摩擦因數(shù)逐漸下降,而磨損率不隨滑動速率發(fā)生顯著的變化。

(3)隨著法向載荷的提高,In/Ni組合鍍層在高真空下的摩擦因數(shù)逐漸降低,但磨損率隨載荷的增加而加大。

(4)在高真空下,In/Ni組合鍍層的磨損機(jī)制主要為黏著磨損和硬的粗糙峰對軟表面的磨粒磨損,表面層的破壞形式為擦傷和鱗片狀剝落。

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Tribological Properties of Electric B rush Plating In/Ni Com bination Coating in Vacuum

MA Guo2zheng1,XU Bin2shi1,WANG Hai2dou1,L IU Yong2,YE Zhu2yu2
(1 National Key Labo rato ry fo r Remanufacturing,Academ y of A rmo red Fo rces Engineering,Beijing 100072,China;2 Space M aterials and Environment Engineering Lab,School of M aterials Science and Engineering, Harbin Institute of Technology,Harbin 150001,China)

A n In/Ni combination coating w ith the thickness of about 10μm w as p repared by electro2 brush p lating on the surface of medium carbon steel.Themechanism s of anti2friction and micro2dam2 age p rocessof the combination coating were studied.The influencesof sliding velocity and normal load on the tribological p roperties of the coating in high vacuum were investigated.The results showed that the com bination coating had good friction2reduction and adhesive w ear resistance p roperties;the friction coefficient decreased w ith the increased of sliding velocity and normal load;the wear rate in2 creased w ith the increased of load,but didn’t respond to sliding velocity remarkably.Abrasive wear and adhesive wear were the p redominant wear mechanism s of the coating in high vacuum.

electro2brush p lating;In/Ni combination coating;vacuum environment;friction and w ear

TH117.3

A

100124381(2010)1220066206

國家973計劃資助項目(2007CB607601);北京自然基金資助項目(3072011)

2009211206;

2010208218

馬國政(1985—),男,碩士研究生,主要研究方向為空間摩擦學(xué),聯(lián)系地址:北京市豐臺區(qū)長辛店杜家坎21號裝備再制造技術(shù)國防科技重點(diǎn)實(shí)驗室(100072),E2mail:magz0929@163.com

王海斗(1969—),男,教授,聯(lián)系地址:北京市豐臺區(qū)長辛店杜家坎21號裝備再制造技術(shù)國防科技重點(diǎn)實(shí)驗室(100072),E2mail: wanghaidou@tsinghua.org.cn