不同制动速度下炭布叠层炭/炭复合材料的摩擦磨损行为及机理

用模拟刹车制动的方法探讨了一种炭纤维布叠层炭 /炭复合材料在不同制动速度下的摩擦磨损行为 ,并用扫描电子显微镜对摩擦表面进行了观察和分析。研究结果表明 :在 5m/s的制动速度下 ,该种材料表现出低的摩擦因数 ,但随制动速度升高至 2 0m/s时 ,摩擦因数迅速升高至最大值 0 .4 0 ;当制动速度增大到 2 8m/s或 30m/s时 ,摩擦因数仅略降低至 0 .35 ,该材料表现出优良的高速高能摩擦性能。另一方面 ,制动速度升高至 2 0m/s时 ,即摩擦因数最大时 ,磨损才变得明显 ,而且随制动速度的继续升高 ,磨损呈直线增大。表面显微组织观察表明 ,在较低制动速度下 ,在摩擦表面产生了薄膜 ,对应摩擦因数较低 ,磨损小 ;在 2 0～ 2 5m/s制动速度下 ,摩擦表面形成较厚的表面膜层 ,对应摩擦因数高 ,磨损大 ;在 2 8～ 30m/s制动速度下 ,剧烈的摩擦剪切和氧化作用使摩擦表面严重破坏 ,表面基质炭氧化严重 ,纤维则被拉断或拔出     

不同制动速度下炭布叠层炭／炭复合材料的磨擦磨损行为及机理

用模拟刹车制动的方法探讨了一种炭纤维布叠层炭／炭复合材料在不同制动速度下的摩擦磨损行为，并用扫描电子显微镜对摩擦表面进行了观察和分析。研究结果表明：在5m/s的制动速度下，该种材料表现出低的摩擦因数，但随制动速度升高至20m/s时，摩擦因数迅速升高至最大值0.40；当制动速度增大到28m/s或30m/s时，摩擦因数仅略降低至0.35，该材料表现出优良的高速高能摩擦性能。另一方面，制动速度升高至20m/s时，即摩擦因数最大时，磨损才变得明显，而且随制动速度的继续升高，磨损呈直线增大。表面显微组织观察表明，在较低制动速度下，在摩擦表面产生了薄膜，对应摩擦因数较低，磨损小；在20－25m/s制动速度下，摩擦表面形成较厚的表面膜层，对应摩擦因数高，磨损大；在28－30m/s制动速度下，剧烈的摩擦剪切和氧化作用使摩擦表面严重破坏，表面基质炭氧化严重，纤维则被拉断或拔出。     

短炭纤维增强C/C-SiC制动材料的摩擦磨损性能

采用温压？原位反应法制备C/C-SiC复合材料,利用QDM150型摩擦试验机研究短炭纤维（SCF）长度和纤维体积分数对C/C-SiC制动材料摩擦磨损性能的影响。结果表明：C/C-SiC制动材料能够保持较高且稳定的摩擦因数;SCF的体积分数将影响C/C-SiC制动材料的摩擦磨损性能,纤维体积分数为10%时,材料具有适中的摩擦因数和较低的磨损率;SCF长度对C/C-SiC制动材料的摩擦磨损性能有显著影响,炭纤维长度为12 mm时,材料具有最佳的摩擦磨损性能。     

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。     

考虑摩擦升温的铁路列车制动摩擦块高温磨损机制演变∗

铁路列车制动摩擦块的高温磨损对列车制动安全影响显著,现有对于制动摩擦块高温磨损的研究一般通过环境温度控制来模拟制动界面高温条件,而在摩擦生热条件下对制动摩擦块高温磨损机理及演变规律的研究较少。在多模式制动性能试验台上进行摩擦拖曳制动试验,利用显微特征观测仪器、界面几何特征测量设备等,对制动摩擦块的高温磨损机理和演变进行分析探讨。结果表明,在摩擦生热条件下,当制动界面温度从室温上升至460℃时,摩擦块的主要磨损机制依次为磨粒磨损、氧化磨损和黏着磨损。当磨损机制以磨粒磨损为主时,摩擦块表面的缺陷数量多但尺寸小,摩擦因数与常温下接近;当氧化磨损占主导时,形成的氧化膜会提高耐磨性,摩擦块表面损伤较轻。此时,界面接触状态较好,摩擦因数较高,制动性能有所提高;当高温导致摩擦块材料发生软化和塑性流动时,摩擦块接触平台尺寸较大且极为平整,软化的材料充当润滑剂使摩擦因数下降、制动性能降低。同时,塑性流动会造成材料延展性能耗尽和表面材料撕裂,摩擦块表面严重的局部损伤导致接触界面状态较差,磨损机制以黏着磨损为主。在更接近于真实制动工况的条件下进行研究,揭示了摩擦升温过程中铁路列车制动摩擦块高温磨损机制的演变...     

密封用炭/炭复合材料的摩擦磨损性能

针对液体火箭发动机涡轮泵密封件磨损量较大问题,在MVF-1A多功能立式摩擦磨损试验机上,以GCr15钢环为对偶件,研究低载荷高线速度(12N,2.25m/s)以及高载荷低线速度(50N,1.25m/s)工况条件下热处理温度不同时(2 250、2 400和2 500℃)对炭/炭(C/C)密封材料摩擦磨损性能的影响,采用扫描电镜观察摩擦表面形貌,利用能谱仪确定摩擦表面元素组成。结果表明:低温(2 250℃)热处理材料石墨化度程度低,弯曲强度高,摩擦因数小,线性磨损量大;随着热处理温度的升高,材料石墨化程度升高、界面结合强度弱化,弯曲强度降低;当热处理温度升高到2 500℃后,材料表面易形成完整致密的磨屑膜,磨损机制由磨粒磨损转变为粘着磨损,摩擦因数大,线性磨损量低。此外,在高载荷条件下,适当增大线速度(1.50、1.88m/s),有利于降低摩擦因数及线性磨损量。由此可知,采用高温(2 500℃)热处理的C/C复合材料具有良好抗磨性能,可较好地满足密封件使用要求。     

制动条件对动车进口刹车片制动性能的影响

对现有动车进口刹车材料,在MM-1000Ⅱ型摩擦磨损性能试验机上进行性能测试,摩擦速度为80～200 km/h,摩擦压力为0.4～1.0 MPa.利用JEM-2100型扫描电镜(SEM)对其磨损表面和磨屑进行微观形貌观察.结果表明:当制动速度为160 km/h时,仍具有较高摩擦系数(0.292),制动速度大于160 km/h时,摩擦系数迅速下降;当制动速度为80km/h时,材料磨损量较小.低速制动下的磨损机理主要为疲劳磨损,高速制动时主要为磨粒磨损和氧化磨损.     

高速列车SiC_(3D)/Al制动盘-石墨/SiC摩擦片摩擦副的制备、显微结构及摩擦磨损性能（英文）

采用缩比制动试验机研究石墨/SiC(G/SiC)复合材料与互穿相复合材料(IPC)SiC_(3D)/Al的摩擦磨损性能?根据缩比例转换原则,确定高速列车制动过程中试验条件的制动压力为1.25MPa,初始制动速度(IBS)为200～350 km/h。采用扫描电镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)和能谱仪(EDS)对摩擦偶材料进行表征。结果表明:匹配的摩擦副具有摩擦表面温度低、摩擦因数稳定、耐久性长等特点。摩擦环的磨损表面在摩擦过程中逐渐形成连续润滑的机械混合层(MML),机械混合层由多相物质组成,极大地控制复合材料的磨损率和摩擦因数(COF)。当初始制动速度为200～300km/h时,SiC_(3D)/Al的磨损机理为典型的磨粒磨损;当初始制动速度增加到350km/h时,可观察到氧化磨损和剥离分层现象。利用Solidwork Simulation软件对摩擦副的磨损行为进行预测,计算数据与实验数据吻合较好。摩擦副可满足高速列车紧急制动的要求。     

制备工艺对C／C-SiC复合材料滑动摩擦特性的影响

分别采用熔渗硅(MSI)、前驱体裂解(PIP)技术制备4种C/C-SiC复合材料.在M2000型实验机上测试材料的摩擦磨损特性.结果表明:采用MSI制备的2种C/C-SiC摩擦因数高、不稳定,摩擦因数在0.404-0.906之间波动;随载荷增加,MSI-SiC质量分数为40.9%的材料B的摩擦因数变化幅度低于SiC质量分数18.9%的材料A的摩擦因数,但其随时间延长的波动幅度大;随时间延长和载荷增加,采用PIP制备的2种C/C-SiC材料的摩擦因数变化小,在0.08-0.14之间波动;其中,随载荷增加,PIP-SiC质量分数为18.0%的材料C的摩擦因数波动幅度稍大于SiC质量分数为6.0%的材料D的.EDAX分析表明:材料A的部分磨损表面未发现碳元素;而材料C磨损表面的碳硅摩尔比大于1,使其有足够的炭形成自润滑膜,从而降低材料的摩擦因数.SEM形貌表明:MSI技术制备的材料摩擦表而粗糙,未形成完整的摩擦膜,而采用PIP技术制备的材料摩擦表面较完整且致密.     

CuxSiy改性C/C-SiC复合材料的制备及其性能

以针刺整体炭毡为预制体,采用化学气相渗透法(CVI)增密制备C/C多孔体,然后采用反应熔体浸渗法(RMI),将Cu与Si同时熔渗进C/C坯体中制备CuxSiy改性C/C-SiC复合材料.研究CuxSiy改性C/C-SiC复合材料的组织结构、力学性能和摩擦磨损性能,并与C/C-SiC复合材料进行对比.结果表明:CuxSiy改性C/C-SiC复合材料的弯曲强度和冲击韧性略低于C/C-SiC复合材料的;采用30Cr钢作对偶时,CuxSiy改性C/C-SiC复合材料的摩擦因数约为0.24,线磨损率小于4 μm·side-1·cycle-1,均与C/C-SiC复合材料的相近,但其摩擦表面温度降低约50 ℃;以自身材料作对偶时,CuxSiy改性C/C-SiC复合材料的摩擦磨损性能略低于C/C-SiC复合材料的.