不同载荷和对偶下C/C-Cu复合材料的摩擦磨损性能

以炭纤维针刺整体毡为预制体,用化学气相渗透（CVI）、浸渍/炭化（I/C）的方法制备密度和基体炭不同的C/C多孔坯体,采用真空熔渗将铜合金液渗入C/C坯体中制备C/C-Cu复合材料,研究试验条件对复合材料摩擦磨损性能影响。研究结果表明：随着时间的延长,C/C-Cu复合材料摩擦因数趋于稳定;随着载荷的增加,摩擦因数和体积磨损先增后减,当载荷为80 N时达到最大值;试样摩擦因数和体积磨损与对偶件有关,当采用硬度较高的40Cr钢为对偶件时,试样摩擦因数随着时间的延长而增加并趋于稳定,且磨损量最大;当采用硬度低的黄铜和紫铜为对偶件时,试样摩擦因数随着时间变化不大,与紫铜对偶时的磨损量最小;C/C-Cu复合材料的磨损机制主要为磨料磨损、粘着磨损,采用40Cr钢作对偶时氧化磨损加大。     

载流摩擦参数对C/C复合材料/QCr0.5摩擦副起弧率的影响

以C/C复合材料/QCr0.5为摩擦副,在HST-100销盘式高速载流摩擦磨损试验机上进行载流摩擦磨损试验,采用单因素试验法,研究了电流、速度、载荷对C/C复合材料/QCr0.5摩擦副起弧率的影响,借助扫描电子显微镜和能谱仪观察摩擦表面形貌和元素分布。试验结果表明:随着电流和速度的增加,C/C复合材料/QCr0.5摩擦副的起弧率增加;载荷为70 N时起弧率最小;磨损形貌观察发现:起弧率较高情况下,磨损表面有大量的电弧侵蚀坑和转移铜。     

不同刹车压力下C/C复合材料的摩擦磨损性能

研究了粗糙层和光滑层2种不同热解炭与树脂炭混合基体炭/炭复合材料在不同制动压力下的摩擦磨损性能,且对摩擦表面与磨屑进行了SEM观察和分析,并采用X射线衍射与激光喇曼光谱测定了在不同刹车压力下摩擦表面的石墨化度.研究结果表明:C/C复合材料的摩擦因数由摩擦表面所形成的摩擦膜所决定,随着刹车压力的增大,摩擦膜更完整平滑,摩擦因数呈降低趋势,磨损则随刹车压力的增大而呈增大趋势;粗糙层结构C/C复合材料即使在高制动压力下,仍能具有较高的摩擦因数,显示出优良的高压摩擦性能;高压下摩擦表面会发生应力石墨化作用,这是高压下摩擦因数下降的原因之一.     

不同载荷下C/C复合材料往返式滑动摩擦行为

以GCr钢球为对偶,在UMT-3微摩擦试验机上测试2种具有不同基体炭结构的C/C复合材料长时间往返式滑动摩擦磨损行为。研究结果表明:在相同载荷下,具有粗糙层热解炭基体的材料A的平均摩擦因数高于具有光滑层/树脂炭基体的材料B平均摩擦因数;在60N时,材料A的平均摩擦因数出现最大值,为0.193;而材料B的平均摩擦因数出现最低值,为0.120;随着载荷的增加,2种材料的平均摩擦因数均出现较大的波动,其中:材料A的平均摩擦因数变化趋势为先升后降,材料B的平均摩擦因数先降后升,但二者的差值随载荷增加先增后减;随着时间的延长,所有试样的摩擦因数均逐渐趋于稳定;材料A的摩擦表面膜较完整、致密,但存在大块摩擦膜剥落或交替堆叠;材料B的摩擦表面较粗糙,形成纤维与基体炭分开堆积成膜形貌。     

一种高性能C/C-SiC复合材料摩擦偶件优化选择研究

采用超声波渗硅技术,经化学气相沉积、硅化处理、浸渍/炭化增密和石墨化处理制备C/C-SiC复合材料.用偏光显微镜、扫描电子显微镜观测其微观组织结构,用X射线衍射仪进行物相分析,用MM一1000性摩擦磨损试验机检测C/C-SiC复合材料分别与C/C复合材料、30 CrSiMoVA钢和铁基粉末冶金材料组成摩擦副的摩擦性能.结果表明:C/C-SiC复合材料中只有C相和13-SIC相,C相的组成为炭纤维、沉积炭和树脂炭同时存在;C/C-SiC复合材料与铁基粉末冶金材料组成的摩擦副的摩擦性能优异,其摩擦因数为0.42,摩擦稳定性为85%,磨损值为3.9 μm/(次·面).     

湿式C/C制动材料的摩擦特性及其数值模拟

利用多元耦合场CVI工艺将炭毡增密至1.58 g/cm3,再进行树脂浸渍/炭化增密至1.85 g/cm3制备C/C复合材料。测试由其制成的摩擦实验环的湿式摩擦磨损性能,并利用软件建立的有限元模型对2 500 r/min及1.5 MPa时摩擦实验环的温度场分布进行模拟。结果表明:该湿式摩擦材料的摩擦因数在0.07~0.13间波动,当初始转速恒定时,摩擦因数随刹车压力的增大而减小;当刹车压力恒定时,摩擦因数先增大后减小。建立了C/C复合材料湿式制动过程模型,通过模拟获得了制动盘的各个部位温度场在本模拟研究中呈岛形分布,最高温度出现在0.875 s,这为制动材料的设计提供了参考。     

C/SiC复合材料摩擦性能及储油性能分析

复合材料因性能独特而备受关注,但其自身结构复杂且受到诸多因素的影响,因而对其摩擦学性能的研究仍有待进一步加强。为了对比不同摩擦配副对C/SiC复合材料摩擦性能及储油性能的影响,以C/SiC复合材料为研究对象,运用销盘摩擦学试验方法,研究了C/SiC复合材料与45#钢以及C/SiC复合材料与ZrO₂材料摩擦配副的摩擦学性能,采用三维形貌仪等仪器对C/SiC复合材料摩擦后的表面进行表征分析,研究其摩擦后的表面质量及其储油性能。结果表明,C/SiC复合材料与45#钢磨损剧烈,摩擦后表面储油性能严重下降;其与ZrO₂对磨则摩擦系数较低,磨损量较小,摩擦后的表面仍保持了较好的承载性能及储油性能,是一种良好的摩擦配副。研究结果为拓展C/SiC复合材料的应用及揭示其摩擦学特性提供了有力支撑。     

纳米炭黑/聚酰亚胺复合材料的摩擦磨损性能

采用原位聚合法制备纳米炭黑(CB)/聚酰亚胺(PI)复合材料,使用摩擦磨损试验机、傅里叶红外光谱仪(FT-IR)和扫描电子显微镜(SEM)对复合材料进行表征,并考察润滑条件、载荷、线性滑动速率对复合材料摩擦磨损性能的影响。结果表明:在油润滑、高载荷以及高滑动速率条件下复合材料的摩擦磨损性能较好;随着CB质量分数的提高,纳米CB/PI复合材料的摩擦磨损性能得到提高。当纳米CB质量分数为4.5%时,纳米CB/PI复合材料摩擦因数为0.146,磨损率为2.29×10-14m3/(N·m)。     

热解炭结构对炭/炭复合材料摩擦磨损性能的影响

通过控制化学气相沉积工艺条件,得到粗糙层、光滑层、过渡结构、各向同性等几种具有不同微观结构的热解炭.通过金相观察、石墨化度、摩擦磨损性能的测试,得出:热解炭的微观结构对炭/炭复合材料的摩擦磨损性能有较大影响;制动过程中形成的薄膜使摩擦因数降低;粗糙层结构的炭/炭复合材料石墨化程度高,摩擦因数高,线型平稳,且随着压力的增加,其力矩上升明显,是一种优良的摩擦材料;光滑层结构的炭/炭复合材料石墨化度低,摩擦因数低,磨损小.     

炭/炭复合材料的摩擦磨损性能

选取由CVD预增密至一定密度,再进行树脂浸渍/炭化补充增密至1.85 g/cm3的炭/炭复合材料作摩擦环试样.测试了该试样在一系列刹车速度时的摩擦磨损性能,并对其摩擦面及磨屑进行了SEM观察,对摩擦面进行显微喇曼光谱分析.研究结果表明炭/炭复合材料的摩擦磨损性能随刹车速度的变化而发生显著变化,在10 m/s时出现最高峰,在25 m/s出现亚高峰;磨损量随刹车速度的增加而增加,而氧化磨损在刹车速度为25 m/s时开始大量产生,在28 m/s时达最大值.其摩擦表面形貌、结构及磨屑亦有较大差别.刹车速度从5 m/s升至20 m/s时,摩擦面石墨化度降低,石墨结构向无定型碳结构转变,但在高速时石墨化度反而升高,无定型碳结构又向石墨结构转变.     

LiFePO4/C复合材料的制备和性能研究

采用溶胶凝胶法对原料进行了混合,在氮气保护下利用固相反应烧成了LiFePO4/C复合材料.XRD衍射分析表明,烧成温度和碳源引入量对LiFePO4/C的结晶度有较大的影响,在650～700 ℃范围内烧成的LiFePO4/C结晶完整;当碳源引入量超过20%时,LiFePO4/C衍射峰强度下降.SEM电镜观察到,烧成的LiFePO4/C晶粒细小,大小均匀,晶粒尺寸为100 nm左右.以烧成的LiFePO4/C复合材料作为正极材料进行充放电测试,发现碳源对首次放电容量有较大的影响,分别以乙炔黑、蔗糖和葡萄糖作为碳源时,0.1 C倍率下首次放电容量分别为120,135,162 mA·h/g.对以葡萄糖为碳源烧成的LiFePO4/C复合材料进行放电倍率测试,研究结果表明,该复合材料具有优异的大电流充放电性能.在1 C和3 C高倍率下首次放电容量为0.1 C倍率下放电容量的90%和80%.     

纤维体积分数对炭/炭复合材料摩擦磨损性能的影响

通过化学气相沉积法将纤维体积分数分别为23%,30%和40%的3种炭纤雏针刺毡预制件增密至1.50 g·cm-3,再浸渍树脂进一步增密至1.80 g·cm-3,进行热处理后制成炭/炭复合材料,观察3种试样的金相显微结构,测试3种试样在不同刹车压力下的摩擦磨损性能;采用扫描电子显微镜对其磨损表面进行观察.研究结果表明:对于热解炭为非典型粗糙层结构的炭/炭复合材料,纤维体积分数增大,其摩擦曲线相对较平稳,磨损量较大;当纤维体积分数超过30%后,磨损量显著增加;在相同的刹车压力下,纤维体积分数对摩擦因数无显著影响.刹车压力低时试样的摩擦因数比刹车压力高时的摩擦因数大;作为摩擦炭/炭复合材料,纤维体积分数为30%左右较适宜.     

不同制动速度下针刺毡炭/炭复合材料的摩擦磨损行为

用模拟刹车制动的摩擦试验机,研究了1种针刺毡结构炭/炭复合材料在不同制动速度下的摩擦磨损性能,并在光学显微镜下直接对摩擦表面进行了观察和分析．研究结果表明在制动速度为5m/s或静态条件下,针刺毡炭/炭复合材料的摩擦因数很低,但在制动速度为10m/s、能量较小时摩擦因数出现了峰值;在制动速度升高到20m/s后,摩擦因数较高且随刹车速度变化趋于稳定,显示出优良的高能高温制动性能;只要制动速度不是极高(如28m/s),这种材料均具有很好的抗磨损性能,其中磨损量在制动速度为15m/s时达到最大值,该制动速度对应于飞机进出场滑行制动速度;摩擦表面微观结构及氧化状况取决于制动条件的影响,炭磨屑和基体炭在制动过程中会优先氧化．     

石墨化度对炭/炭复合材料力学性能的影响

通过三点弯曲试验,并借助SEM断口形貌分析,研究了石墨化度对炭/炭复合材料抗弯强度的影响,对其断裂机制进行了探讨．试验所用材料的基体为沥青浸渍炭+少量CVD炭,增强体炭纤维由乱短纤维和成束长纤维织成的炭布构成,长纤维沿X-Y平面分层铺开,长纤维层之间是随机分布的乱短纤维层．研究结果表明当石墨化度不同时,复合材料的断裂机制不同;在所研究的石墨化度范围28.4%～77.3%内,随着石墨化度的提高,材料的抗弯强度呈现加速下降的趋势;当石墨化度为77.3%时,材料的抗弯强度仅为石墨化度为28.4%时的60%．在石墨化度较低(如27.4%和56.8%)时,材料中的长纤维呈现以拔出机制为主,裂纹沿长纤维束层与乱短纤维层之间的界面传播;在石墨化度较高(如70.6%和77.3%)时,材料中的长纤维被横向切断,裂纹切过长纤维向前传播．这对炭/炭复合材料的研究、开发具有指导意义．     

C/C复合材料及高强石墨的滑动摩擦磨损行为

在M 2000环 块摩擦试验机上测试了C/C复合材料及当前拟用作航空发动机主轴密封环材料的高强石墨的摩擦磨损行为.对材料试样在荷载为60,80,100,120和150N时的摩擦磨损行为进行研究,得出:高强石墨材料试样摩擦因数为0.22～0.24,而C/C复合材料试样摩擦因数仅为0.08～0.12.在80N时,2号试样体积磨损量达10.09×10-4cm3/次,而3号试样体积磨损量仅为1.36×10-4cm3/次;C/C复合材料与高强石墨材料相比摩擦因数低且稳定,磨损量小.这表明C/C复合材料比高强石墨材料更适合用作航空发动机主轴密封环.     

亚微米SiCp/Al复合材料的磨损性能

以亚微米级（130nm）SiCp和100—200目（149—75μm）Al粉为原料,采用冷压烧结和热挤压方法制备出不同体积分数的微米SiCp增强Al基复合材料,并在油润滑条件下,对其滑动磨擦特性进行了研究．结果表明i在较高载荷下,体积分数为1．5％和5．0％的SiCp／Al基复合材料具有优异的滑动磨损抗力,且随SiCp含量增加,复合材料的耐磨性能提高,耐磨性可迭市售挤压态锡青铜QSn6．5—0．4的1．21和4．06倍、纯Al的1．10和3．66倍;其磨损表面和次表面在摩擦推挤形变的作用下形成了Al基体＋孔隙＋尺寸适中、近球状、弥散分布SiCp的理想耐磨减摩组织．     

CVI-RMI法制备C/SiC复合材料的微观结构与弯曲性能

以T700炭纤维准三维编织针刺整体毡为预制体,在炭纤维表面CVI预沉积热解炭涂层,利用化学气相渗透-反应熔体浸渗法(CVI-RMI)制备C/SiC复合材料,观察材料的微观形貌,并探讨界面对弯曲性能的影响。研究结果表明:利用CVI-RMI联合工艺制备的C/SiC复合材料致密度高,开孔率较小(10%),基体分布均匀;材料弯曲强度达133 MPa,呈逐层破坏机制,表现出良好的假塑性;热解炭涂层与CVI-SiC基体减少了RMI工艺过程对炭纤维的损伤,且热解炭涂层调节了炭纤维与基体之间的界面结合状况,有利于纤维的拔出。