(0001)面氧化锌单晶微纳米尺度划痕特性实验研究

目的 对(0001)面ZnO单晶微纳米尺度划痕特性进行实验研究,为ZnO单晶器件性能提升及ZnO单晶精密加工工艺优化等提供必要的科学依据。方法 采用Berkovich金刚石压头棱向前和面向前2种划痕方式,在不同划痕速度下对(0001)面ZnO单晶进行了纳米划痕实验,分析了划痕速度和划痕方式对其微纳米尺度划痕特性的影响。结果 当划痕速度从2 µm/s增加到100 µm/s时,棱向前划痕方式下的深度从352.9 nm降到了326.9 nm,面向前划痕方式下的深度从352.7 nm降到了289.9 nm;棱向前划痕方式下的切向力从4.15 mN降到了3.93 mN,面向前划痕方式下的切向力从5.12 mN降到了4.45 mN;棱向前划痕方式下的摩擦因数从0.21降到了0.19,面向前划痕方式下的摩擦因数从0.25降到了0.2;棱向前划痕方式下的残余划痕深度从162.2 nm降到了138.4 nm,面向前划痕方式下的残余划痕深度从148.3 nm降到了129.9 nm;棱向前划痕方式下的残余划痕两侧塑性堆积高度从23 nm降到了17 nm,面向前划痕方式下的残余划痕两侧塑性堆积高度从18 nm降到了11 nm。结论 随划痕速度的增加,(0001)面ZnO单晶的划痕深度、切向力、摩擦因数、残余划痕深度及划痕两侧塑性堆积高度均在下降。在相同划痕速度下,棱向前划痕方式下的划痕深度、残余划痕深度及划痕两侧塑性堆积高度都比面向前划痕方式下的要大,而棱向前划痕方式下的切向力和摩擦因数都比面向前划痕方式下的要小。     

纳米尺度单晶锗各向异性摩擦磨损性能试验研究

利用纳米压痕仪和原子力显微镜,分别对单晶锗Ge(100)、Ge(110)、Ge(111)3种晶向的表面进行纳米尺度下的摩擦磨损试验。在较大载荷的条件下,3种不同晶面取向的单晶锗磨损情况均呈现沟槽形式,沟槽两侧出现明显的碎屑堆积现象。在划痕试验过程中,单晶锗的磨损性能受晶面取向影响较小;单晶锗的摩擦力随着滑动速度的增加而增加。而且,随着滑动速度的增大,晶体表面出现严重的磨损-沟槽损伤,沟槽两侧碎屑堆积的体积也越来越大,沟槽的深度也逐渐增大;单晶锗在较低载荷下,摩擦力基本保持稳定,但随着载荷的增大,单晶锗的摩擦力呈非线性增长,载荷增大一定值时,晶体表面发生明显的由塑性变形向脆性破坏转变的脆塑转变过渡过程,导致单晶锗表面发生脆性剥离,形成沟槽两侧碎屑堆积。     

基于不同纳米划痕顺序的6H-SiC单晶片材料去除机理研究

通过微纳米力学测试系统对6H-SiC单晶片(0001)晶面进行不同间距和不同顺序的纳米刻划试验,并用摩擦力传感器、超景深显微系统和三维形貌仪对产生的划痕的划痕横截面轮廓曲线、划痕深度、摩擦力以及表面形貌进行分析,研究单晶片刻划过程中不同划痕间距和划痕顺序下的材料去除过程。结果表明:当静载荷为100 mN时,不同划痕间距影响单晶片表面的横截面轮廓和平均摩擦力。随着划痕间距增大,2条划痕之间的深度差逐渐减小,划痕2的平均摩擦力逐渐减小并接近划痕1的;当划痕间距为14 μm时,最大划痕深度为-183.4 nm,平均摩擦力为18.8 mN。划痕顺序对表面形态和材料去除影响显著,当静载荷为90 mN,划痕间距为6 μm和8 μm时,非顺序划痕的表面材料堆积较少,表面粗糙度值更低,表面质量较好。当划痕间距为6 μm时,0～180 mN的动载荷均匀加载下顺序划痕末端表面的材料破碎情况严重,而非顺序划痕则在一定程度上能减少晶片划痕的裂纹程度;顺序划痕中的最大摩擦力为76.8 mN,大于非顺序划痕中的最大摩擦力63.3 mN,非顺序划痕更有助于实现SiC晶片的塑性加工,提高其表面加工质量。      

纳米尺度单晶氧化镓摩擦磨损性能试验研究

目的 分析单晶氧化镓在纳米尺度下的摩擦磨损性能,为金刚石磨料对氧化镓晶体的精密研磨加工提供理论依据.方法 在G200纳米压痕仪上,使用Cube Corner金刚石压头,对单晶氧化镓的(010)和(100)晶面进行了摩擦磨损试验,利用原子力显微镜观测试验后的形貌并测量尺寸.结果 在金刚石以不同速度摩擦单晶氧化镓时,(010)和(100)晶面的划痕宽度与摩擦速度的拟合直线的斜率分别4.05769和7.63462,深度与摩擦速度拟合直线的斜率分别为0.82073和0.79862.以不同载荷摩擦氧化镓时,(010)和(100)晶面的划痕宽度与载荷的拟合直线的斜率分别为47.625和46.750,深度与载荷拟合直线的斜率分别为23.764和31.9546.在多次重复摩擦磨损试验中,摩擦次数从1次增加到10次,划痕的深度从571.22 nm增加到2964.81 nm,划痕宽度从889.34 nm增加到7360 nm.结论 在干摩擦状态下,金刚石压头的摩擦速度对氧化镓的摩擦系数、磨损影响不大.在低载荷下,氧化镓的磨损以塑性变形引起的材料去除为主,在载荷增大到一定值时,磨损转变为脆性材料去除的形式,出现裂纹、剥落和碎屑等,磨损增大.氧化镓(100)晶面由于硬度低、易解理,比(010)晶面更容易磨损.     

单晶锗微纳米尺度脆塑转变机理研究

为了考察单晶锗微纳米尺度脆塑转变机理,利用纳米压痕仪分别对单晶锗(100)、(110)和(111)晶面进行纳米划痕实验,并利用原子力显微镜和扫描电子显微镜对划痕形貌进行观察。通过对划痕深度-距离曲线及划痕形貌进行分析,获取各晶面脆塑转变临界载荷和临界深度。实验结果表明：单晶锗具有强烈的各向异性,(100)、(110)和(111)晶面脆塑转变临界载荷分别为37.6 mN、30.5 mN和32.4 mN,临界深度分别为594.7 nm、512.5 nm和536.6 nm。(100)晶面因其具有最小硬度、最深脆塑转变深度,在划痕过程中塑性去除最多,脆塑转变最晚,而且随着划痕速度的增加,脆塑转变临界深度和临界载荷也相应增加。最后定载荷划痕实验验证了脆塑转变临界载荷和临界深度的正确性。     

载荷和滑动速度对块体镁基非晶合金干摩擦性能的影响

目的以制备的Mg_(59.5)Cu_(22.9)Ag_(6.6)Gd_(11)块体镁基非晶合金为基础,探索法向载荷和滑动速度影响镁基非晶合金干摩擦行为的规律和机制,为进一步研究镁基非晶合金提供实验依据。方法采用UMT-2多功能摩擦磨损机,改变法向载荷和滑动速度的大小,进行摩擦磨损实验。通过白光干涉轮廓仪测出磨损轨迹的宽度和深度,再根据公式计算出磨损体积和磨损率。利用扫描电镜和EDS能谱分析磨损轨迹,揭示非晶合金的磨损机制。结果随着载荷的增加,磨损率先减小后稳定,摩擦系数略有减小。随着滑动速度的增加,磨损率先减小后增大,在相对滑动速度为120 mm/s时出现最小值。载荷小于20 N时,磨痕表面布满犁沟和小颗粒状磨屑;载荷大于20 N时,磨痕表面出现层叠状非均匀塑性变形层,对磨球表面转移膜粘连明显。滑动速度低时,磨痕表面布满犁沟,随着速度的增加,先是软化均匀流变,接着出现熔化、剥落。结论块体非晶镁基合金在低载荷下以磨粒磨损为主,还伴随着氧化、少量的粘着;载荷大于20 N时,变为粘着磨损为主。低滑动速度下以磨粒磨损为主,当滑动速度为180 mm/s时,试样表面熔化失效,磨损方式为剥落和磨粒磨损的综合。     

不同摩擦副材料对TC4合金摩擦磨损性能的影响

利用TRB³摩擦试验机采用球/平面接触形式探究TC4合金摩擦磨损性能，使用TC4合金球、GCr15钢球以及Si₃N₄陶瓷球作为对摩副探究TC4合金在不同法向载荷作用下摩擦划痕和磨损特性；通过3D激光共聚焦显微镜测量摩擦划痕形貌，建立能量磨损模型探究磨损过程中接触状态的变化机制，预测磨损进程。结果表明：随着上试样硬度的逐渐降低，球/平面的接触状态向微平面/平面的接触状态转变，摩擦划痕状态受到钛合金在压头前端位错墙和压头后端黏着颗粒的影响，划痕长度和宽度随载荷的增加线性增长，划痕深度出现“锯齿”状波动；“切削与塑性比”f_cp分布于f_cp=0.5两侧说明压头对TC4合金的损伤以微犁耕和微切削2种机制交互作用，说明划痕表面加工硬化现象对表面的保护作用，划痕硬度和表面粗糙度的关系可以预测材料变形过程中的损伤情况。     

WC涂层纳米划痕过程中摩擦学性能及演化特征的分子动力学研究

为研究纳米划擦过程中WC涂层纳米级摩擦演化特征,利用大型原子/分子大规模并行模拟器建立了不同条件（载荷、划痕深度、划痕速度）下的分子动力学模拟模型。结果表明：摩擦力和摩擦系数随着划痕深度的增加而增大;当压头划擦试样时,沿划痕方向在压头前方及凹槽两侧的原子被挤压、剪切、堆积。瞬时摩擦曲线在初始阶段和稳定阶段表现出明显的摩擦学特征,摩擦过程中压头下方区域晶体出现错位、滑移、间隙或空位。随着划痕速度的增加,体系应变能超过原子间相互约束,原子突破约束,在划痕沟槽两侧堆积,堆积的表面形貌和外缘变得粗糙,亚表面晶体结构产生缺陷。本研究有助于在纳米尺度了解WC涂层摩擦过程的微观磨损机理。     

原位合成Al2O3增强铝基复合材料的摩擦磨损性能

通过采用粉末冶金和原位合成技术相结合的近净成形技术制备Al-5％Si-Al2O3复合材料,并运用M一2000摩擦磨损试验机对该复合材料的摩擦磨损性能进行研究。通过单一变量比较法分析载荷和滑动速度对Al-5％Si-Al2O3复合材料摩擦磨损性能的影响,同时对长时间连续磨损下该材料的摩擦性能进行研究。通过扫描电子显微镜对Al-5％Si-Al2O3复合材料的磨损表面进行观察,并分析其磨损机制。结果表明,随着载荷的增大,试样的磨损量和摩擦因数均增加;随着滑动速度的增大,试样表面的升温使得产生氧化层的速率增加,试样的磨损量和摩擦因数均减少。在长时间的连续磨损过程中,由于初始时发生粘着磨损,试样的摩擦因数随着滑动距离的增大而增大。然后,试样表面氧化层的形成和破坏趋于动态平衡,试样表面相对稳定,其摩擦因数也随之趋于平稳。铝基复合材料的磨损机制主要为磨粒磨损、粘着磨损和氧化磨损。     

重型车辆发动机电镀Cr活塞环的摩擦学性能

利用SRV试验机模拟重型车辆发动机电镀Cr活塞环/缸套摩擦副的工作状态,测试了不同条件下摩擦副的摩擦因数和磨损量.采用扫描电镜(SEM)、能谱仪(EDS)分析了磨痕形貌和表面化学成分,研究了电镀Cr活塞环的磨损机制.结果表明,随载荷的增加,摩擦副的摩擦因数减小,总失重量增加.随滑动频率的增加,摩擦副的摩擦因数减小,总失重量先减小后增加,滑动频率为20 Hz时,总失重量达到最小值.随温度的升高,摩擦副的摩擦因数增大,总失重量增加.活塞环和缸套的磨损机理以磨粒磨损为主,在高载荷,高频率或高温条件下,活塞环的磨损机理转变为磨粒磨损和黏着磨损.     

低频振动对Ti6Al4V合金摩擦因数的影响

通过对Ti6Al4V合金在高频往复磨损试验装置上进行低频摩擦性能试验.分别进行了不同频率、不同振幅和不同法向栽荷下的摩擦性能试验,并给出了各种情况下的摩擦因数曲线.通过试验可知,随着振幅的增加摩檫因数随着增加;随着法向载荷的增加.摩擦因数降低;在振幅为1 mm和2rain下,摩擦因数随着振动频率的增加先增加后减小;在振...     

45钢表面制备V形凹槽及其摩擦学特性

采用声光调Q固体Nd:YAG激光器在45钢试样表面制备了V形凹槽织构,利用UMT2的销盘式摩擦方式考察了V形凹槽的几何参数对表面摩擦性能的影响。结果表明： 45钢表面制备的V形凹槽织构,在油润滑条件下能有效减小表面的摩擦因数;特别是在载荷较低、速度较大的工况下,织构面的平均摩擦因数最大可比未织构面减小64%。在试验范围内,平均摩擦因数普遍随着V形凹槽角度的增加而减小,随着边长的增大而减小,存在最优的横向和横向槽间距使得平均摩擦因数达到最小。     

激光熔覆NiCr涂层的结构及摩擦学性能

利用激光熔覆技术在纯钛表面制备了NiCr涂层。用X射线衍射仪(XRD)和扫描电镜(SEM)分析了涂层的组成和组织结构。在UMT-2MT摩擦磨损试验机上对NiCr涂层在不同载荷和不同滑动速度下的摩擦磨损性能进行了测试。结果表明:NiCr涂层的主要组成物相为NiTi、Ni3Ti、Ni4Ti3、Cr2Ni3和Cr2Ti,涂层与基材冶金结合,涂层晶体结构主要为树枝状晶,涂层的平均显微硬度约为780HV0.2,涂层的摩擦因数随载荷和滑动速度的增加而减小;磨损率随载荷的增加而增加,随滑动速度的增加而减小。涂层的磨损率在10-6 mm3/Nm数量级,具有优异的耐磨性能。     

生理盐水润滑下PEEK/WK复合材料的摩擦学性能

为研究生理盐水润滑条件下碳酸钙晶须含量、载荷大小、滑动速度因素对PEEK/CaCO3复合材料摩擦学性能的影响规律,并考察复合材料的摩擦学稳定性,在自制改性偶联剂处理晶须表面的基础上制备了PEEK/CaCO3复合材料,利用MMW1A立式万能摩擦磨损试验机对复合材料的摩擦学性能进行测试,用扫描电子显微镜(SEM)对磨损表面形貌进行扫描分析表征。结果表明,晶须含量对复合材料摩擦学性能影响明显,在0.9%的生理盐水润滑条件下PEEK/CaCO3复合材料随着晶须含量的增加,摩擦因数及比磨损率均呈现先减小后增大现象;当晶须质量分数为15%左右时,复合材料的摩擦因数达到最低值,同时比磨损量相对最低,复合材料与摩擦副的磨合过程相对平稳,具有较好的摩擦学性能,表现为粘着腐蚀磨损特征。外加载荷、滑动速度增大,材料的摩擦因数增大,比磨损率增加。     

热处理工艺对NiCrMoV钢微观组织和耐磨性能的影响

利用光学显微镜、扫描电镜研究了淬火温度(850~1050℃)+600℃回火对NiCrMoV钢组织的影响及其在不同载荷、滑动速度下的耐磨性能。结果表明:热处理后室温组织为铁素体和回火索氏体;硬度随淬火加热温度升高呈先增加后降低的趋势,900℃时达到最大,为41.2 HRC;保持滑动速度30 mm/s,磨损量随载荷增加呈先降后增,摩擦因数随载荷增加呈先减小后增大,900℃淬火样最小;固定载荷100 N,磨损量和摩擦因数随滑动速度增加呈先增后降低,淬火温度950℃时最小;当载荷200 N时,摩擦因数差异最小,在0.44~0.46内波动。低载荷或低速以磨粒磨损为主,高载荷或高速以磨损为主,粘着和磨粒磨损为辅的混合机制。     

(W,Mo)C-Al_2O_3复合材料室温往复滑动摩擦磨损性能

采用放电等离子烧结(SPS)方法,在较低的烧结温度(1550℃)下制备了(W,Mo) C-Al_2O_3复合材料。在HASR型往复摩擦磨损试验机上采用球盘式摩擦方式,对室温下(W,Mo)C-Al_2O_3复合材料与SiC陶瓷球对偶时的摩擦磨损试验结果进行分析,探讨了在干摩擦条件下滑动速度与载荷等摩擦磨损条件对摩擦副的摩擦因数影响规律,对摩擦盘的摩擦表面形貌与摩擦副的磨损机制进行分析。结果表明:(W,Mo)C-Al_2O_3合金试样随着滑动速度和载荷的增大,摩擦因数及磨损率总体呈下降趋势,平均摩擦因数值在0.2～0.6之间,磨损率数量级在10~(-6)～10~(-5)之间;随着滑动速度、载荷的减少,磨痕深度呈变浅趋势;随着载荷的增大,(W,Mo)C-Al_2O_3/SiC摩擦副的磨损机制从疲劳磨损和磨粒磨损为主转变为表面断裂和剥落机制为主。     

5052铝合金塑性成形过程摩擦及磨损机理研究

采用MPX-2000盘销式摩擦试验机,分别研究了边界润滑和干摩擦条件下滑动速度、界面载荷和滑动行程对5052铝合金与SKD11模具钢之间摩擦系数的影响。结果表明:当滑动速度在30.62~71.42 mm·s-1之间、界面载荷在0.51~2.55 MPa之间时,干摩擦条件下的摩擦系数远高于边界润滑条件下的摩擦系数;边界润滑条件下,摩擦系数随着滑动速度和界面载荷的增加而减小,随着滑动速度和界面载荷的增大,摩擦系数减小的趋势放缓;干摩擦条件下,摩擦系数随着滑动速度的递增而减小,随着界面载荷的增加先增大后减小;两种润滑条件下,摩擦系数随滑动行程的变化规律均包含摩擦系数递增和稳定两个阶段。通过对试样微观形貌的观察分析,促进了对各种工艺条件下摩擦机理的认识。     

准晶材料／DLC涂层的摩擦磨损特性

对准晶材料／DLC涂层在干摩擦条件下的摩擦磨损特性进行了分析。分别就磨损载荷、摩擦速度、气氛、温度等因素对准晶材料摩擦磨损特性的影响进行了探讨;采用扫描电镜和X－射线衍射仪等对表面形貌进行了观察。结果表明,随着磨损载荷、摩擦速度的增加,摩擦因数有所减小。温度对准晶材料表面的摩擦因数影响明显比其它因素大;温度的增加明显提高其表面摩擦因数。准晶材料在350℃下的摩擦磨损机制为剥落磨损,明显不同于室温下的磨损机制。形貌观察表明,准晶材料磨擦表面均形成了不同程度的微裂纹。     

纳米压/划痕表征激光渗氮层的弹塑性力学性能

利用脉冲式Nd：YAG激光在Ti6Al4V合金表面进行激光渗氮处理,借助纳米压痕和划痕试验表征渗氮层的弹塑性力学性能。结果表明,在钛合金表面成功制备了高硬度、高强度、枝晶状分布的渗氮层。同时,渗氮层内硬度、模量、强度以及应力-应变关系、摩擦系数等力学性能呈现出类似于激光渗氮层内氮元素扩散曲线的非均匀性空间分布规律。硬度和弹性模量之比以及纳米划痕试验结果表明,激光渗氮层的抗磨损性能随深度的增加逐渐降低,摩擦系数随着划入深度的增加,从0.2增加到0.4。     

硅含量对喷射沉积SiC_p/Al-Si功能梯度复合材料摩擦磨损性能的影响

对喷射沉积技术制备的不同硅含量铝基功能梯度复合材料进行室温摩擦学性能研究。结果表明:当硅含量分别为7%、17%和20%时,SiCp/Al-Si功能梯度复合材料的摩擦因数随载荷或滑动速度(转速)的增加而减小;随着SiC颗粒含量的增加,摩擦因数呈增大趋势;随基体硅含量增加,摩擦因数越稳定。在转速300~500 r/min、700~900 r/min和载荷10~30 N、40~50 N时,磨损率随转速、载荷的增加而升高,随SiC颗粒含量的增加而降低,梯度变化明显;在转速500~700 r/min和载荷30~40 N时,随转速、载荷的增加,磨损率反而减小;随基体硅含量的增加,磨损率呈降低趋势,材料在摩擦过程中生成的机械混合层(MML)厚度呈减小趋势。