刹车速度对C/C复合材料摩擦磨损性能的影响

以炭纤维针刺毡为预制体,采用CVI法并结合液相法制备了热解炭与树脂炭为基质炭的准三维C/C复合材料,并研究了这种材料在不同刹车速度下的摩擦磨损性能.研究表明:C/C复合材料热解碳结构为粗糙层,材料的摩擦磨损性能随刹车速度变化而变化,摩擦系数在刹车速度为10 m/s时达最大值,磨损量随刹车速度的增加而增加,而氧化磨损在25 m/s时开始大量产生,28 m/s的最大刹车速度时达最大值;X射线检测发现刹车后摩擦面碳结构有序度比次摩擦面低,且随着刹车速度的增大,这种降低程度依次增大.     

针刺毡C/C复合材料磨擦制动压力和速度特性

用模拟刹车制动的摩擦试验机,研究探讨了一种针刺毡结构C/C复合材料在不同制动压力和制动速度下的摩擦磨损性能,并用扫描电子显微镜对摩擦表面进行了观察和分析。摩擦磨损机理由磨屑经挤压、剪切堆积在表面形成的磨屑层所决定。在5m/s制动速度或静态条件下,表面温度低(<150~200℃)吸附水气未脱附,其润滑作用导致了较低的摩擦系数值;当制动速度达到10m/s,摩擦使表面温度升高,达到了吸附水气脱附温度,引起摩擦系数急剧升高,达到了最大;此后,随制动速度及表面温度的继续升高,磨屑层间剪切强度降低,导致摩擦系数随之下降。在较高制动速度下,该种材料仍能保持较高的摩擦系数,显示出优良的高温高能摩擦性能。     

国外C/C复合材料飞机刹车盘的摩擦表面特性和摩擦磨损机理

在MM-1000型摩擦试验机上,对英、法、美三国四大炭盘制造商的五种炭盘小样进行了摩擦磨损性能测试,对摩擦表面进行了宏观和扫描电子显微镜(SEM)微观形貌分析,对各试样的摩擦磨损过程和机理进行了一定的探讨.结果表明:石墨化度决定了膜的完整程度,且成正比关系,坯体结构对摩擦膜有一定的影响;纯树脂炭基体的试样表面膜厚度较小,完整致密性与热解炭基体的试样差别较大,磨损较大;C/C复合材料的机械磨损以粘着、犁沟、磨粒磨损为主,膜越完整的材料呈现出以粘着磨损为主,对于低石墨化度的和纯树脂炭基体的C/C复合材料表现出犁沟、磨粒磨损为主,粘着磨损为辅.     

C/ C坯体对 C/ C2Cu复合材料摩擦磨损行为的影响

采用无压熔渗方法制备炭纤维整体织物/炭2铜 (C/ C2Cu) 复合材料 , 在 MM22000型环2块摩擦磨损试验机上考察复合材料的摩擦磨损性能 , 利用扫描电子显微镜观察分析磨损表面形貌 , 研究 C/ C坯体对材料的摩擦磨损行为的影响及机制。结果表明 : 随着 C/ C坯体密度的增加 , 摩擦系数及 C/ C2Cu材料自身和对偶的磨损量均降低 ; 采用浸渍/炭化 ( I/ C) 坯体的 C/ C2Cu材料摩擦系数及自身和对偶件的磨损量均高于采用化学气相渗透(CVI) 坯体的试样; 摩擦面平行于纤维取向的试样摩擦系数低于垂直于纤维取向的试样 , 但磨损率较高。     

不同基体炭结构的炭/炭复合材料在制动过程中的温度场研究

利用有限元热分析软件仿真了三种不同基体炭结构的炭/炭复合材料在制动过程中瞬态温度场,并通过模拟制动试验进行了验证,对比仿真计算结果与实验测试结果表明:三种样品的温度场仿真结果与实验结果基本吻合,在轴向方向存在明显的温度梯度,具有树脂炭基体的样品的温度场变化与具有粗糙层热解炭基体的样品类似,但树脂炭基体的样品的最高温度及温度梯度大于粗糙层热解炭基体的样品,而光滑层热解炭基体的样品在刹车过程中的最高温度均低于粗糙层热解炭和树脂炭基体的样品,达到最高温度的速度远远落后于前两种样品,且其温度梯度最小.炭/炭复合材料在制动过程中的瞬态温度场分布与材料的摩擦磨损性能及热传导性能密切相关,制动功率大会导致材料的摩擦表面温升高,达到最高温度的时间缩短;材料的导热性能好会导致热量的传递速度加快,使温度梯度减小.     

炭/炭复合材料摩擦性能与摩擦表面状态的关系

金相显微分析炭/炭复合材料试样的热解炭结构,测试不同试样的硬度和石墨化度值,在国产MM-1000型摩擦试验机上,进行模拟飞机正常刹车试验,通过扫描电镜(SEM)对摩擦后的表面及磨屑进行形貌观察,傅立叶变换红外光谱仪(FTIR)定性地分析表面的摩擦膜,研究摩擦性能与摩擦表面状态的联系.结果表明:经过1600℃热处理后,炭/炭复合材料无法获得良好的摩擦磨损性能,碳微晶结构的缺陷和表面膜的不完整性,导致了明显的氧化及吸附的产生.2650℃热处理后,粗糙层(RL)结构热解炭具有更好的延展性,易于形成连续致密的具有自润滑效应的摩擦膜,但是更大程度上,增大了摩擦过程中的有效接触面积,碳结构的完整性及表面膜的实体完整性提高,与A试环相比具有较好的摩擦磨损性能;采用树脂炭补增密技术的双元炭基体试环,摩擦膜实体完整连续性得到进一步提高,对应了更少的氧化及吸附,表现出最佳的摩擦磨损性能.     

炭/炭复合材料不同刹车速度下摩擦磨损性能的研究

对等温CVD和热梯度CVD沉积所得不同结构的炭/炭复合材料, 不同刹车速度下的摩擦磨损性能进行了研究. 其中等温CVD所得的a、b材料分别是粗糙层结构和光滑层结构, 热梯度CVD沉积所得的c材料是前两者的混合结构. 摩擦试验在实验室规模的MM-1000摩擦试验机上进行. 试验表明:随着刹车速度的增大, a材料的摩擦系数随着速度的提高而不断上升, 在15m·s^-1处达到峰值, 然后下降趋于一稳定值; b、c材料的曲线变化比较一致, 在20m·s^-1处均出现峰值, 然后摩擦系数下降趋于一稳定值. 无论何种材料, 当摩擦系数峰值出现时, 距摩擦面1mm、外径3mm深处的温度均显示在250℃左右. 随着刹车速度的增加, 炭/炭复合材料的磨损加大, 但速度达30m·s^-1时的氧化失重均<28m·s^-1的氧化失重.     

C/C复合材料与石墨材料干态摩擦磨损行为

在M-2000型摩擦磨损实验机上,以GCr15钢为配副,对石墨材料和C/C复合材料在干态条件下的滑动摩擦进行研究。结果表明:C/C复合材料的摩擦系数和体积磨损均比石墨材料的低。具有光滑层炭结构 (SL) 的C/C复合材料的摩擦系数和体积磨损量比具有粗糙层结构 (RL) 的C/C复合材料低;低密度石墨的摩擦系数和体积磨损量比高密度石墨材料高。随时间延长,RL结构的C/C复合材料摩擦系数在60、80、200 N时有小幅度的增长,另三种则下降; SL结构的C/C复合材料摩擦系数除60 N外基本保持平稳;石墨材料的摩擦系数随时间延长表现出增长趋势。SEM观察表明: RL结构的C/C复合材料摩擦表面随载荷增加而趋向完整,SL结构的C/C复合材料的摩擦表面随载荷增加变化不大。而高密度石墨摩擦表面比密度低的石墨完整。C/C复合材料比石墨更适宜用作航空发动机轴间密封材料。      

低能载条件下C/C复合材料滑动摩擦磨损性能

采用MM-200型环-块摩擦磨损试验机测试了针刺碳毡增强C/C复合材料试样在不同载荷和转速条件下的摩擦磨损性能,借助数码显微镜和扫描电镜观察分析了摩擦表面形貌。结果表明:当转速较低时,摩擦系数比较稳定,磨损率随载荷提高而增大;当转速较高时,低载荷试样摩擦系数不大,磨损率有所增加,而高载荷试样的摩擦系数在5分钟左右时出现峰值然后回落并保持稳定,磨损率急剧增加,说明磨损机制发生变化;摩擦面平行于X-Y向的C/C复合材料磨损率较小,具有较好的摩擦磨损性能。     

医用炭/炭复合材料表面梯度CVD热解炭涂层的摩擦性能研究

采用医用炭/炭复合材料并通过梯度化学气相沉积法(CVD)在其表面制备热解炭涂层, 研究分析了涂层的显微结构、摩擦系数、磨损情况. 结果发现, 该热解炭涂层表面被直径约20 μm热解炭球致密覆盖, 在断口处呈现紧密、多层的热解炭. 与用沥青浸渍/炭化法制备的炭/炭复合材料相比, 在干摩擦时, 热解炭涂层样品的摩擦系数更大; 在模拟人体关节的湿摩擦时, 它的摩擦系数低; 在干摩擦和湿摩擦的情况下, 它的磨损要小很多. 这些结果表明利用梯度的化学气相沉积法(CVD)制备医用炭/炭复合材料的涂层可以提高其表面的耐磨性.     

炭纤维增强C/SiC双基体复合材料的制备及性能(英文)

以针刺炭纤维整体毡为预制体,联用化学气相沉积法与熔融渗硅法制得炭纤维增强C/SiC双基体(C/C-SiC)复合材料;研究了C/C-Si材料的显微结构、力学性能和不同制动速度下的摩擦磨损性能及机理。结果表明:C/C-SiC材料具有适中的纤维/基体界面结合强度,弯曲强度和压缩强度分别达240MPa和210MPa,具有摩擦系数高(0.41～0.54),磨损小(0.02cm3/MJ),摩擦性能稳定等特点.随着制动速度提高,C/C-Si材料的摩擦磨损机制也随之变化:在低速制动条件下主要表现为磨粒磨损;中速时以黏着磨损为主;高速时以疲劳磨损和氧化磨损为主。     

Mo_2C改性C/C-Cu复合材料的组织及载流摩擦磨损性能

采用熔盐法在低密度炭/炭(C/C)坯体内孔表面制备了Mo_2C涂层,然后通过无压熔渗制备了C/C-Cu复合材料,研究了C/C-Cu复合材料的组织结构及载流摩擦磨损性能。结果表明:熔融Cu可自发渗入制备了Mo_2C内涂层的C/C坯体,复合材料中Cu相与C/C坯体形成相互贯穿的连通网络结构,Mo_2C涂层与Cu和热解炭(PyC)间均有良好的界面结合,反应生成Mo_2C过程中的催化石墨化及应力石墨化共同作用使C/C-Cu复合材料中Mo_2C涂层附近PyC的有序度提高。随载荷增大,C/C-Cu复合材料的摩擦系数逐渐降低,体积磨损率增大,而对偶的质量损失逐渐降低;载荷较大时材料磨损表面被摩擦膜覆盖的面积增大,但因粘着磨损摩擦膜的粗糙程度提高。材料磨损过程中还发生了氧化磨损,且载荷增大磨损表面O含量提高。     

Effect of braking pressure and braking speed on the tribological properties of C/SiC aircraft brake materials

Effects of braking pressure and braking speed on the tribological properties of C/SiC aircraft brake materials has been studied using a disk-on-disk type laboratory scale dynamometer. The braking temperature increased with increasing braking speed and was less affected by changes in braking pressure. The friction coefficient increased to the maximum value at 10 m/s and then fell with the increase of braking speed at the same braking pressure. The friction coefficient decreased with the increase of braking pressure at the same braking speed. The wear rate increased with braking speed increasing at the same braking pressure. The wear rate was little at braking speed below 20 m/s, and rapidly increased when the braking speed exceeded 20 m/s.     

无压熔渗制备TiC/Ti3SiC2复合材料高速载流摩擦磨损性能

采用无压熔渗反应烧结技术制备了TiC/Ti₃SiC₂复合材料,通过HST-100型载流摩擦磨损试验机,在60~90 m/s滑动速度范围内,对TiC/Ti₃SiC₂复合材料的高速载流摩擦磨损性能进行了研究。结果表明：当与HSLA80配副时,TiC/Ti₃SiC₂的摩擦磨损性能与摩擦速度和TiC含量呈现出一定的相关性。当摩擦速度小于80 m/s时,摩擦表面出现具有减磨作用的熔融状态的均匀分布氧化膜（FeTiO₃和Fe_2.35Ti_0.65O₄）,呈现山脊及犁沟状形貌,磨损机制以磨粒切削磨损、氧化磨损及粘着磨损为主;当摩擦速度超过80 m/s时,摩擦表面出现不均匀分布的氧化膜,呈现孤峰状形貌,磨损机制以氧化磨损及电弧烧蚀磨损为主。相同实验条件下,摩擦系数随着TiC含量的增加而增大,磨损率随之降低。     

C/SiC摩擦材料的制备及摩擦磨损性能

通过化学气相渗透法(CVI)结合反应熔体浸渗法(RMI)制备了低成本、高性能的C/SiC飞机摩擦材料, 并模拟飞机正常着陆条件进行了摩擦磨损实验. 实验结果表明: C/SiC是比C/C更优的飞机摩擦材料, 具有动、静摩擦系数高(分别为0.34、0.41), 湿态几乎无衰减(约2.9%), 磨损小(约1.9μm/次), 摩擦性能稳定等特点. 并采用金相显微镜、扫描电镜等对C/SiC摩擦材料的摩擦面以及磨屑形貌进行了观察, 并对其磨损机理进行了探索. 结果表明, 磨损机理以磨粒磨损为主, 同时由于垂直于摩擦面的纤维束增强了其层间抗剪切能力, 从而提高了其抗磨损性能.     

C/C刹车材料摩擦表面层的微结构

采用透射电子显微镜（TEM）、 拉曼光谱（RMS）、 扫描电子显微镜（SEM）等手段, 研究了C/C复合材料在刹车过程中摩擦表面层微观结构变化, 建立了微结构模型; 利用有限元分析方法仿真了具有微凸体的试样在摩擦过程中的温度分布。研究表明: 摩擦表面除了形成一层数微米厚的摩擦层外, 还在摩擦层上不均匀地覆盖一层摩擦膜; TEM及选区电子衍射图（SAED）结果显示摩擦膜大部分区域为中等织构, 随着到外表面距离的减小, 织构度逐渐升高, 且在摩擦膜的最表面发现高石墨化度的区域; RMS同样证实摩擦表面存在局部高石墨化度区域, 摩擦过程中粗糙表面微凸体的最高温度远大于摩擦平面, 是导致摩擦表面应力石墨化的主要因素之一。      

直流稳恒磁场对45钢摩擦磨损性能的影响

大气条件下,研究不同强度的直流稳恒磁场对45钢干滑动摩擦磨损性能的影响.结果表明:与无磁场条件下相比,材料的摩擦系数降低,磨损量明显减少,磨损表面光滑,磨屑细化.微观分析表明,45钢在磁场条件下磨损后,表面生成更多的氧,认为氧化磨损及磨屑的润滑作用是磁场降低摩擦系数、减轻磨损的主要原因.