吳洋

摘 要：耐磨材料被廣泛地應(yīng)用于工業(yè)生產(chǎn)的各個(gè)領(lǐng)域，而隨著科學(xué)技術(shù)和現(xiàn)代工業(yè)的高速發(fā)展，由于材料磨損引起的能源和材料消耗增加等所造成的經(jīng)濟(jì)損失相當(dāng)驚人。近年來，對材料磨損和耐磨材料的研究，越來越引起國內(nèi)外研究者的重視，材料的耐磨性能受到多方面的影響，本文主要從陶瓷材料本身出發(fā)，探討影響陶瓷材料耐磨性能的機(jī)理。

關(guān)鍵詞：陶瓷材料；耐磨性能；顯微結(jié)構(gòu)

1 引言

近年來，先進(jìn)結(jié)構(gòu)陶瓷材料由于具有耐高溫、抗氧化、優(yōu)良的耐磨性能、低的膨脹系數(shù)以及耐腐蝕等優(yōu)點(diǎn)而受到各國科研工作者廣泛的關(guān)注，并且在一些工業(yè)領(lǐng)域已經(jīng)獲得了實(shí)際的應(yīng)用，如剛玉瓷、氮化硅、氮化硼等，由于其具有較高的硬度以及良好的耐磨性能而在工業(yè)化生產(chǎn)用作磨具[1，2]。隨著工業(yè)的飛速發(fā)展、燒結(jié)方式的優(yōu)化、原料純度的提高，人們趨向于改善傳統(tǒng)陶瓷材料所固有的脆性的問題，使得先進(jìn)結(jié)構(gòu)陶瓷材料能夠有更為廣闊的發(fā)展空間。

將陶瓷用作耐磨材料是最近幾十年才發(fā)展起來的，在20世紀(jì)八十年代，漸漸的出現(xiàn)一些如硼化物、碳化物以及氮化物之類的耐磨的陶瓷材料[3-6]，隨后各國都投入大量的資源開始了研究，由于其發(fā)展較晚，所以對于陶瓷材料的耐磨損的機(jī)理也大多參照了金屬材料，許多的研究者對陶瓷材料的磨損建立了模型[7-13]，提出了不同的磨損機(jī)理，但總的來說，影響陶瓷材料耐磨性能的因素主要有兩方面：其一，材料本身的組織結(jié)構(gòu)；其二，外部因素，諸如載荷、溫度以及氣氛等。本文主要從陶瓷材料本身出發(fā)，對陶瓷材料的耐磨機(jī)理進(jìn)行了總結(jié)。

2 陶瓷材料耐磨性機(jī)理的研究

2.1力學(xué)性能對陶瓷材料耐磨性能的影響

在早期研究陶瓷材料的耐磨性能時(shí)，對比于金屬材料，人們認(rèn)為陶瓷材料的硬度跟磨損有很大的關(guān)系，但后來發(fā)現(xiàn)，陶瓷的硬度和磨損的關(guān)系并不是那么的明顯，例如氧化鋁陶瓷的硬度要高于TZP陶瓷[14，15]，但是耐磨性能并不一定高于TZP陶瓷，雖然硬度在一定的程度上能夠反映晶界的結(jié)合強(qiáng)度，但是磨損最終是由于材料脫離磨損表面而形成的，所以陶瓷材料的硬度不再作為衡量磨損的一個(gè)預(yù)見性的指標(biāo)。也有研究報(bào)道，陶瓷材料的脆性直接影響磨損率，并且構(gòu)建了陶瓷脆性斷裂的模型，并且推導(dǎo)出了一些公式，Evans等[7]認(rèn)為陶瓷的磨損率符合以下關(guān)系式V=α·■E/H■·L，式中：V-磨損體積；W-載荷；KIC-斷裂韌性；H-硬度；α-與材料有關(guān)的系數(shù)；E-彈性模量；L-滑行距離；從式中可以看出，隨著材料斷裂韌性的和硬度的提高，陶瓷的磨損率逐漸的降低，耐磨性越好。Fischer[16] 通過對氧化鋯陶瓷材料耐磨性的影響的研究發(fā)現(xiàn)，陶瓷的磨損率跟斷裂韌性呈現(xiàn)出一定的線性關(guān)系，他們的關(guān)系滿足Wr=c·K■■，式中：Wr-磨損體積；KIC-斷裂韌性；c-常數(shù)；這些研究表明陶瓷的斷裂韌性越好，其耐磨性能也就越好。Wang等[17]通過對磨損狀態(tài)的分析認(rèn)為存在以下的關(guān)系式：V=C·■·■，其中：V-磨損體積；C-經(jīng)驗(yàn)常數(shù)；P-載荷；D-滑行距離；σmax-滑行引起的最大切向應(yīng)力；σD -陶瓷斷裂的臨界應(yīng)力；Hv-顯微硬度。這表明陶瓷的磨損還跟表面的應(yīng)力狀態(tài)密切相關(guān)，陶瓷斷裂的臨界應(yīng)力越小，在相同的情況下，陶瓷的磨損變得更嚴(yán)重。

2.2陶瓷材料的顯微結(jié)構(gòu)對耐磨性能的影響

陶瓷材料的微觀結(jié)構(gòu)跟材料的宏觀性能有著極大的聯(lián)系，陶瓷材料的性能在很大程度上取決于其顯微組織，其顯微組織特征包括：晶相的種類，晶粒的大小、形態(tài)、取向和分布；位錯(cuò)、晶界的狀況，玻璃相的形態(tài)和分布；氣孔的形態(tài)、大小、數(shù)量和分布；各種雜質(zhì)、缺陷、裂紋存在的開式、大小、數(shù)量和分布；疇結(jié)構(gòu)的狀態(tài)和分布等。陶瓷材料是晶粒和晶間組成的燒結(jié)體，耐磨性能跟材料的顯微結(jié)構(gòu)有著很大的聯(lián)系，晶粒的大小，晶界相的組成，晶界上的應(yīng)力的分布，氣孔等等一些因素均會影響到陶瓷材料的耐磨性能。

2.2.1晶粒的尺寸對陶瓷耐磨性能的影響

在金屬材料中，往往通過細(xì)化晶粒的強(qiáng)度從而來提高材料的力學(xué)性能，在工業(yè)化生產(chǎn)中，常常稱之為細(xì)晶強(qiáng)化，晶粒的粒徑越小，晶界的面積也就越大，晶界的分布也就會越曲折，這樣有效地增加了裂紋擴(kuò)展的路徑，有助于分散材料內(nèi)部的應(yīng)力集中，有利于提高陶瓷材料的性能。對氧化鋁、氧化鋯陶瓷的耐磨性能研究發(fā)現(xiàn)[21，22]，當(dāng)晶粒較小時(shí)，主要發(fā)生的是塑性變形和部分的穿晶斷裂，產(chǎn)生輕微的磨損，當(dāng)晶粒的尺寸較大的時(shí)候，材料的內(nèi)部發(fā)生的主要是沿晶斷裂，有大個(gè)的晶粒從材料的內(nèi)部整體的拔出，產(chǎn)生嚴(yán)重磨損。

Yingjie he 等[23]通過研究四方氧化鋯中晶粒尺寸對滑動(dòng)摩擦的影響發(fā)現(xiàn)，當(dāng)晶粒的尺寸從1.5 μm減小到0.18 μm時(shí)，TZP陶瓷的耐磨性能提高了8倍。當(dāng)晶粒的尺寸小于0.7 μm時(shí)，耐磨性和晶粒尺寸符合Hall-petch-type關(guān)系，即W-1∝G-1/2，其中：W—磨損量；G—晶粒的尺寸，這時(shí)磨損主要產(chǎn)生的是塑性變形和微裂紋的擴(kuò)展，對于晶粒的尺寸超過0.9 μm時(shí)，隨著晶粒尺寸的增大，陶瓷的耐磨性能是逐漸降低的，此時(shí)的磨損機(jī)制主要是沿晶斷裂所造成的晶粒拔出，從而造成嚴(yán)重磨損。Lee等[18]研究Y-TZP陶瓷也發(fā)現(xiàn)，大晶粒的材料去除率高，減少晶粒的尺寸能夠提高陶瓷的耐磨性能。Wang等[24]研究也表明小晶粒的氧化鋁陶瓷比粗晶粒的氧化鋁陶瓷具有更高的抗磨損突變性能。Dogan等[25]指出：材料的缺陷隨著晶粒尺寸的增大而不斷的增大，大尺寸的缺陷造成在磨損的過程中材料的去除量增加，從而引發(fā)嚴(yán)重磨損，如圖所示，通過比較細(xì)晶材料和粗晶材料，細(xì)晶材料即便是發(fā)生多處的晶粒拔出的現(xiàn)象，在整體材料的去除量上也可能小于粗晶材料單個(gè)或者幾個(gè)晶粒的去除量，在整體上的表現(xiàn)就是粗晶材料的磨損率要高于細(xì)晶材料。

2.2.2 氣孔率對陶瓷耐磨性能的影響

陶瓷制品當(dāng)中，氣孔對陶瓷的性能有著很重要的影響，氣孔相當(dāng)于一種缺陷的存在，它會造成應(yīng)力的集中，加速裂紋的擴(kuò)展，降低晶粒之間的結(jié)合強(qiáng)度，嚴(yán)重影響陶瓷制品的力學(xué)性能。Tucci等[26]指出在摩擦力的作用下，氣孔之間可能會彼此連接起來形成裂紋源，加速材料的磨損。Wotton[27]發(fā)現(xiàn)，氣孔的存在會極大的降低陶瓷制品的耐磨性能。M.C.gui[28]研究發(fā)現(xiàn)在不同的載荷的情況下，陶瓷的磨損率并不一樣，在低載荷時(shí)，氣孔不會造成裂紋的擴(kuò)展，而在高載荷的情況下，氣孔變得不穩(wěn)定，會在氣孔處形成裂紋，并且還會導(dǎo)致裂紋的擴(kuò)展，此時(shí)，制品會表現(xiàn)出極高的磨損率和較小的抗磨損突變性能，也有研究[29]表明在不同的載荷下，當(dāng)氣孔率增加時(shí)，容易造成晶間斷裂，引發(fā)磨粒磨損，加速磨損的過程，如圖2所示。

2.2.3 晶界相以及晶間雜質(zhì)的影響

陶瓷是由晶粒，晶界相和氣孔等組成，在燒結(jié)的過程中，加入到陶瓷當(dāng)中的一些添加劑和一些雜質(zhì)成分主要是以第二相或者玻璃相的形式存在于晶界上，他們的存在會對晶粒之間的結(jié)合強(qiáng)度造成一定的影響，在陶瓷摩擦磨損的過程中，裂紋很容易在晶界處產(chǎn)生，較低的晶界結(jié)合強(qiáng)度會造成在磨損過程中的沿晶斷裂，引起整片晶粒的拔出，造成嚴(yán)重磨損。

對氧化鋯的耐磨性能研究[30]中發(fā)現(xiàn)，在ZrO2陶瓷當(dāng)中添加適量的CaO、MgO和SiO2能夠提高陶瓷的耐磨性能，這是由于在晶界處生成了第二相，能夠降低晶粒間的微觀應(yīng)力，提高了晶界結(jié)合強(qiáng)度，降低了晶粒被整體拔出的幾率。對于氧化鋁陶瓷[31]來說，由于晶粒在各向異性生長時(shí)會在晶界處產(chǎn)生殘余的應(yīng)力，當(dāng)在其中加入稀土添加劑Sm2O3，有效的促進(jìn)了晶界上第二相六鋁酸鈣的形成，降低了晶界處玻璃相的含量，有效的緩解由于熱膨脹系數(shù)不同而造成的晶界處的應(yīng)力集中，增強(qiáng)了晶界結(jié)合強(qiáng)度，使得陶瓷的耐磨性能得到提高。L.esposito[32]研究了顯微結(jié)構(gòu)對氧化鋁陶瓷耐磨性能的影響發(fā)現(xiàn)，第二相的組成和玻璃相的組成決定材料的磨損特性，細(xì)晶的氧化鋁陶瓷制品的磨損率受玻璃相的影響比粗晶的大，也有研究表明，熱壓燒結(jié)的陶瓷的磨損率比無壓燒結(jié)的耐磨性能要好得多，這是因?yàn)?，第一方面，熱壓燒結(jié)有效地降低了陶瓷制品內(nèi)部的氣孔率，其次，熱壓燒結(jié)能夠降低晶粒之間的微觀應(yīng)力，有利于提高晶界結(jié)合強(qiáng)度，最終提高陶瓷的耐磨性能。多晶陶瓷的添加劑一般會以玻璃相的形式存在于陶瓷晶界上，在摩擦的過程，產(chǎn)生的高溫會降低玻璃的粘度，從而引發(fā)塑性變形，若鄰近的晶界的應(yīng)力不能相適應(yīng)則會引發(fā)晶界處的裂紋，引發(fā)嚴(yán)重磨損。

3 總結(jié)

由于陶瓷材料在工業(yè)領(lǐng)域表現(xiàn)出的卓越的性能，研究掌握影響陶瓷的耐磨性能的機(jī)理，使之更好的服務(wù)于現(xiàn)代化工業(yè)顯得尤為緊迫，各國的科研工作者已對此開始了廣泛的研究工作，但是由于材料的磨損機(jī)理在不同的工作環(huán)境下是不一樣的，對不同耐磨材料磨損的機(jī)制，磨損的失效緣由進(jìn)行系統(tǒng)的分析，通過分析得出結(jié)論，然后構(gòu)建材料耐磨性和材料組織結(jié)構(gòu)性能之間的關(guān)系，深入剖析影響材料耐磨性能的機(jī)理，制備出性能優(yōu)良的耐磨陶瓷材料，可以大大的減少磨損，有利于提高機(jī)械設(shè)備和零件的使用安全年限，具有非常重要的理論意義和巨大的社會效益。

參考文獻(xiàn)

[1] E. Gugel， Non Oxide Ceramics（Silicon Carbides， Silicon Nitride， Sialon）[J].Ceramics for future Automotive Technologies， ed. H. Krockel et. D. Reidel Publishing Company， 1982.

[2] 李志宏，宜云雷，趙博.強(qiáng)勢發(fā)展中的超硬材料行業(yè)[J].金剛石與磨料磨具工程，2004（4），60～65.

[3] D.H.Buckley， Friction and Wear Behaviour of Glasses and Ceramics[J]. Plenum， New York， 1974.

[4] C.S.Yust， Low Speed Seiding Damage in TiB-Ni Composites， Wear of Materials[J]. ed. K. C. ludema， ASME， New York， 1983， 167～173.

[5] R.H.J.Hannink and M.J.Murray， Magnesia-Partially Stabilized Zirconias（Mg-PSZ） as Wear Resistant Materials[J]. Wear of Materials， ed. K. C. Ludema，1983， 181～186.

[6] P. K. Mehrotra， Mechanisms of Wear in Ceramic Materials， Wear of Materials[J]. ed. K. C. Ludema， 1983， 194～201.

[7] A.G. Evans and D. B. Marshall. Wear mechanism in ceramics[J]. Fundamental of friction and wear of material， 1981： 439～446.

[8] K. Kato， Tribology of ceramics[J].Wear， 1990， 136： 117～123.

[9] B. Y. Ting， W. O. Winer. Friction-induced thermal influence in elastic contact between spherical asperities[J].ASME， J. Tribol.， 1989， 111： 315～321.

[10] S. J. Cho， B. J. Hockey， B. R. Lawn et al. Grain-size and R-curve effects in the abrasive wear of alumina[J].J. Am. Ceram. Soc.， 1989， 72（7）： 1249～1255.

[11] Y. S. Wang， S. M. Hsu， R. G. Munro. A new model for alumina sliding wear[J].Proc. Japan Int. Tribology Conf.， Japan Society of Tribologists， Tokyo， 1990， Vol.2： 1225.

[12] H. Y. Liu， M. E. Fine， H. S. Cheng， A model for microfracture controlled sliding wear in ceramics： Grain size dependence， presented at 93th Annu. Meet of the Am. Ceram. Soc.， Cincinnati， OH， 1991： 1011～1015.

[13] L. B. Siblely， C. M. Allen. Friction and wear behavior of refractory materials at high sliding velocities and temperature， Wear， 1962， 5： 312～320.

[14] C. Piconi， G. Maccauro. Zirconia as a ceramic biomaterial， Biomaterials， 1999，20： 1 ～25.

[15] 王東方，毛志遠(yuǎn). 四方氧化鋯多晶瓷的磨料磨損[J].硅酸鹽學(xué)報(bào)，1996， 23（5）：518～524.

[16] Fisher T E， Anderson M P， Tahanmir S， et al. Friction and wear of tough and brittle zirconia in nitrogen， air， water， hexadecane containing stearic acid， Wear，1988， 124： 133～148.

[17] Wang Y S， Hsu S M， Munro R G. A wear model for alumina sliding wear， Proceeding of the Japan Int. Trib. Conf.， Nagoya， 1990： 1225～1230.

[18] Seung Kun Lee， R. P. Jensen， M. J. Readey， Effect of grain size on scratch damage in Y-TZP ceramics， J. Mater. Sci. Lett.2001， 20： 1341～1343.

[19] Bikramjit Basu， Jozef Vleugels Omer Van Der Biest， Microstructure-toughness-wear relationship of tetragonal zirconia ceramics， J. Eur. Ceram. Soc.， 2004，24：2031～2040.

[20] Gulgun M， Putlayev， Valevy， et al. Yttrium in polycrystalline α-alumina， J. Am.Ceram. Soc.， 1999， 82： 1849～1859.

[21] Zum Gahr K H， Bundschuh W， Zimmerlin B， Effect of grain size on friction and sliding wear of oxide ceramics， Wear， 1993， 162-164：269～279.

[22] Mukhopadhyay A K， Mai Y M， Grain size effect on abrasive wear mechanisms in alumina ceramics， Wear， 1993，162_164：258～268.

[23] Yingjie He， Louis Winnubst， Anthonie J， Burggraaf， Grain-size dependence of sliding wear in tetragonal zirconia polycrystals， J. Am. Ceram. Soc.， 1996，79（12）：3090～3096.

[24] Y. S. Wang， S. M. Hsu. The effect of operating parameters and environment on the wear and wear transition of alumina， Wear， 1996， 195， 90～99.

[25] C. P. Dogan， J. A. Hawk. Role of composition and microstructure in the abrasive wear of high-alumina ceramics， Wear， 1999， 225-229： 1050～1058.

[26] Tucci A， Esposito L. Microstructure and tribological properties of ZrO2 ceramics， Wear， 1994， 172： 111～119.

[27] A. Wootton， M. Mirande-Martinez， R.W. Davidge， et al. Wet erosive wear behaviour of fine-grain zircon ceramic， J. Eur. Ceram. Soc.， 1996， 16： 483～491.

[28] M.C. Gui， S. B.Kang， J. M. Lee. Influence of porosity on dry sliding wear behavior in spray deposited Al–6Cu–Mn/SiCp composite， Materials Science and Engineering， 2000， A293： 46–156.

[29] lhaqq A. Hamid， P.K. Ghosh， S.C. Jain， Subrata Ray. The influence of porosity and particles content on dry sliding wear of cast in situ Al（Ti）–Al2O3（TiO2） composite， Wear， 2008， 265：14-26.

[30] Ajayi O， Ludema K C. The effect of microstructure on wear of ceramic materials， Wear， 1992， 154： 371～385.

[31] 吳洋，吳伯麟.稀土Sm2O3對98 氧化鋁陶瓷耐磨性能的影響[J].人工晶體學(xué)報(bào)，2015：44（9）：2480～2483.

[32] 陳志剛，陳昶，朱貞祥. （Ce-TZP）-Al2O3復(fù)合陶瓷磨損性能研究[J].硅酸鹽通報(bào)， 1990， 9（4）： 9～16.