寇保福 李瑞清 李振順 郝銳杰

(太原科技大學機械工程學院 山西太原 030024)

近些年，高水基液壓系統(tǒng)廣泛應用于煤礦開采液壓支架或單體液壓支柱等采區(qū)工作面輔助設備，作為其主要動力源[1]。而隨著淺表資源的日益匱乏，深部資源的開采逐漸成為主導，這也使得液壓支架等設備需要具備高強度、大采高和大工作阻力等更高性能要求，而與之配套的高水基液壓元件也必須能夠在高壓、大流量的動力系統(tǒng)中長壽命地工作[2]。然而目前使用的高水基乳化液介質(zhì)閥使用壽命普遍較低，個別閥的使用壽命甚至僅有4個月左右，其關(guān)鍵問題是在閥芯內(nèi)部難以形成有效的潤滑膜。另外，高的工作性能要求也會進一步加劇液壓閥的磨蝕現(xiàn)象，降低其使用壽命[3]。鑒于磨損腐蝕是其主要失效形式，所以摩擦副材料選擇成為閥延壽的關(guān)鍵點。

氧化鋯陶瓷(ZrO2)材料由于突出的耐磨性和抗腐蝕性等機械性能，在眾多工業(yè)領域得到日益廣泛的應用[4-6]。孫興偉等[7]研究了ZrO2與Cr12配副在不同工況條件下的摩擦磨損機制，發(fā)現(xiàn)在水潤滑狀態(tài)下，摩擦副表面受到水冷的效應而形成表面膜，能有效地起到潤滑減磨的作用。周杰等人[8]對比研究了不同陶瓷材料(ZrO2、Al2O3、Si3N4和SiC)和17-4PH鋼配副在海水徑向柱塞泵內(nèi)的摩擦磨損性能，發(fā)現(xiàn)在不同載荷條件下，ZrO2的摩擦因數(shù)和磨損率均為最低，更適合作為泵內(nèi)微型面接觸摩擦副的材料。BASU等[9]也發(fā)現(xiàn)Y-TZP(氧化釔穩(wěn)定的四方氧化鋯多晶體陶瓷)的磨損率隨著環(huán)境濕度的增加而不斷遞減。SUH等[10]通過研究對比不同結(jié)構(gòu)陶瓷(ZrO2、Al2O3和SiC)與ZrO2陶瓷配副在干摩擦條件下的摩擦學性能，發(fā)現(xiàn)3種陶瓷配副的摩擦因數(shù)與載荷無關(guān)，且SiC和ZrO2配對時形成有效的摩擦膜，表現(xiàn)出最佳的摩擦磨損特性。綜上可知，ZrO2陶瓷材料在干摩擦或水潤滑環(huán)境下均表現(xiàn)出良好的摩擦學性能，并且也有研究發(fā)現(xiàn)在高水基液中ZrO2/304鋼配副相比304鋼自配副表現(xiàn)出更優(yōu)的摩擦磨損特性[11]。因此，陶瓷材料的應用可以有效地提高液壓閥的機械效率和使用壽命。

目前，對于ZrO2與不同結(jié)構(gòu)陶瓷在高水基乳化液潤滑狀態(tài)下的摩擦磨損特性的研究鮮見報道。為此，本文作者通過球塊摩擦磨損試驗機，在高水基乳化液潤滑狀態(tài)下，得到ZrO2與不同陶瓷配副后的摩擦因數(shù)、磨損體積和表面形貌，研究載荷和速度對其摩擦行為的影響，并分析其摩擦磨損機制。這有利于擴大陶瓷液壓閥在高水基乳化液潤滑下的應用范圍，并為陶瓷材料在高水基液壓元件中的應用提供數(shù)據(jù)支撐。

1 試驗材料與方法

試驗采用MFT-5000摩擦磨損試驗機(Rtec，USA)，采用球塊往復運動模塊，如圖1所示。試驗介質(zhì)為自配的5%體積分數(shù)高水基乳化液，原油選用礦井常用型號HFAE10-5(W)。根據(jù)已有研究選擇4種常用的陶瓷材料(ZrO2、Al2O3、Si3N4和SiC)，詳細參數(shù)見表1。上試樣為陶瓷球，直徑是6.35 mm，表面粗糙度Ra≤0.05 μm，固定在壓桿下；下試樣為ZrO2陶瓷塊，尺寸為15 mm×10 mm×6 mm，陶瓷塊經(jīng)表面研磨拋光處理，確保摩擦接觸面的粗糙度Ra≤0.25 μm，裝夾在液池內(nèi)。實驗前將研磨后的試樣置于無水乙醇中超聲清洗15 min，吹干后備用。

表1 陶瓷主要參數(shù)

圖1 MFT-5000摩擦磨損試驗機

試驗參考高水基液壓閥的實際工況條件[12]，選取加載載荷30、100 N，往復滑動速度0.02、0.1 m/s，設置試驗往復滑動行程6 mm，試驗時間60 min。其中每組試驗重復測試3次，試驗結(jié)果取其均值。

試驗結(jié)束后，將磨損后的試樣再次置于無水乙醇中超聲清洗15 min后吹干。使用試驗機配套的三維形貌儀和Gwyddion軟件(顯微圖像處理)觀測ZrO2陶瓷塊和磨球在磨損后的表面形貌。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 摩擦因數(shù)

圖2所示為不同工況條件下4種陶瓷摩擦副的摩擦因數(shù)隨時間變化曲線?？梢钥吹?，陶瓷摩擦因數(shù)曲線在摩擦開始階段劇烈變化，在約3 min內(nèi)迅速增長或驟降，但隨后很快趨于平穩(wěn)，這說明陶瓷摩擦副在初始接觸后有一段明顯的預磨損期。在該期間，兩陶瓷摩擦接觸面的粗糙峰點最先接觸磨損，導致摩擦因數(shù)曲線劇烈波動[13-14]。但由于高水基乳化液潤滑介質(zhì)的作用，其摩擦因數(shù)曲線都會隨著時間的增長而趨于平穩(wěn)。

圖2 不同工況條件下陶瓷摩擦因數(shù)隨時間變化曲線

如圖2(a)所示，在30 N載荷和0.02 m/s速度下，ZrO2和Al2O3陶瓷摩擦因數(shù)經(jīng)預磨損期的劇烈變化后很快趨于平穩(wěn)，兩陶瓷摩擦因數(shù)曲線在穩(wěn)定階段近似一條水平直線，平均摩擦因數(shù)分別為0.086 4、0.094。SiC陶瓷的摩擦因數(shù)在預磨損期波動較大，在穩(wěn)定階段表現(xiàn)出隨著摩擦時間的增長而線性上升的變化趨勢，其平均摩擦因數(shù)為0.162。Si3N4陶瓷在摩擦初始接觸時由0.2迅速增加，經(jīng)過4 min后達到最大約為0.53，且在13 min內(nèi)又迅速下降；之后其摩擦因數(shù)曲線趨于穩(wěn)定，平均摩擦因數(shù)為0.143 3。

如圖2(b)所示，當載荷不變而速度由0.02 m/s增長到0.1 m/s時，4種陶瓷摩擦因數(shù)曲線的整體變化趨勢穩(wěn)定不變，但其平均摩擦因數(shù)都下降了一定幅度，這是由于陶瓷的摩擦磨損過程一直處于以高水基乳化液為潤滑介質(zhì)中，摩擦表面微凸體接觸時接觸壓力隨著滑動速度的增大而逐漸降低，使得乳化液介質(zhì)中流體動力潤滑膜成膜能力增強，摩擦因數(shù)降低。通過對比圖2(a)、(b)可以看到，ZrO2和Al2O3陶瓷摩擦因數(shù)曲線在經(jīng)過更短暫的預磨損期后又很快趨于平穩(wěn)；Si3N4陶瓷的摩擦因數(shù)曲線在2種速度下都表現(xiàn)出驟增的變化，且在前半段的摩擦過程中出現(xiàn)摩擦異響。這是由于Si3N4陶瓷在高水基液中發(fā)生摩擦化學反應加劇了接觸表面的破壞，使得摩擦因數(shù)驟增，而同時Si3N4陶瓷的摩擦化學反應能生成具有較低臨界剪切應力的SiO2和Si(OH)x膜，起到減摩潤滑的作用，使得摩擦因數(shù)隨著時間的增長而逐漸降低[15]。而速度的增大會導致摩擦膜被磨損破壞，造成潤滑性能的降低，使得其摩擦因數(shù)曲線下降幅度變緩。SiC陶瓷摩擦因數(shù)曲線在穩(wěn)定階段中仍然出現(xiàn)了線性上升，但其曲線上升幅度隨著滑動速度的增大而降低。這是由于SiC陶瓷材料硬度大，磨損過程中脫落的磨屑顆粒不易被碾碎，留在摩擦副表面加劇接觸表面的磨損破壞，導致摩擦表面粗糙度的增大并突破一定的臨界值，造成潤滑不良，使得摩擦因數(shù)升高。而當滑動速度增大時，磨屑在更頻繁的往復剪切力和擠壓力作用下被碾碎，且隨潤滑介質(zhì)排出摩擦副，降低了摩擦接觸面的粗糙度，導致其摩擦因數(shù)上升幅度的降低。

如圖2(c)所示，當速度不變而載荷增大到100 N時，ZrO2、Al2O3和Si3N4陶瓷的摩擦因數(shù)曲線變化趨勢仍然穩(wěn)定不變，但Si3N4陶瓷摩擦因數(shù)曲線在穩(wěn)定下降階段出現(xiàn)劇烈波動，這可能是由于載荷的增大導致磨屑過多，而較低的滑動速度使得多余的磨屑來不及排除摩擦表面，造成摩擦因數(shù)波動。而SiC陶瓷則呈現(xiàn)相異的變化規(guī)律，其摩擦因數(shù)在預磨損期間劇烈增長，在10 min內(nèi)增長到最大為0.488，隨后趨于穩(wěn)定不變，平均摩擦因數(shù)為0.465。

2.2 磨損體積

圖3所示是不同工況條件下4種陶瓷與ZrO2陶瓷磨損后的磨損體積。可知：在高水基乳化液潤滑下，陶瓷摩擦副的磨損體積隨著速度或載荷的增大而不斷遞增。其中在相同工況條件下，Al2O3與ZrO2陶瓷配副的磨損體積最小，且其磨損體積增長幅度也最小。這說明Al2O3陶瓷在高水基乳化液中的成膜能力和潤滑效果最好，且受到外部條件的影響也最小。

圖3 不同工況條件下4種不同陶瓷與ZrO2 陶瓷磨損后的磨損體積

在相同載荷下當速度增大時，Si3N4與ZrO2陶瓷配副的磨損體積保持最大，且隨速度由0.02 m/s增大至0.1 m/s磨損體積增長了近3倍。這是由于摩擦過程中Si3N4陶瓷的摩擦化學反應較為活躍，但生成的摩擦膜在往復剪切力和擠壓應力的作用下會被摩擦去除，而新接觸表面又很快被氧化，使得Si3N4陶瓷的摩擦過程一直處于摩擦膜的形成、破壞和再生的動態(tài)循環(huán)過程，導致Si3N4陶瓷的磨損體積偏高。而當載荷增大時，SiC與ZrO2陶瓷配副的磨損體積出現(xiàn)顯著性突增，隨載荷由30 N增大至100 N磨損體積增長了約16倍，且相比相同條件下Si3N4陶瓷的磨損體積則增長了約2.6倍。其主要原因是SiC陶瓷的硬度最大，而斷裂韌性最低，隨載荷的增大導致SiC陶瓷摩擦副生成大量磨屑顆粒，導致嚴重的三體磨粒磨損。同時又因為SiC陶瓷摩擦副滑動速度較低，會使得大量磨屑積留在摩擦接觸面，導致其摩擦磨損進一步加劇。

2.3 磨損機制

為探討陶瓷材料的摩擦磨損機制，對其磨損后接觸表面形貌進行分析。圖4示出了30 N和0.02 m/s條件下不同陶瓷和氧化鋯試件對摩后磨損表面的三維形貌。從圖4(a)可看到，ZrO2陶瓷的兩磨損表面較光滑，存在塑性變形現(xiàn)象，磨斑直徑約為451 μm，其主要磨損機制為塑性變形。圖4(b)中Al2O3陶瓷磨斑尺寸最小，約為286 μm，接觸表面存有細小劃痕，且局部存在輕微黏著磨損，磨損機制以磨粒磨損為主。圖4(c)中Si3N4和ZrO2陶瓷配副時磨損最嚴重，磨斑直徑最大約為898 μm，磨球接觸表面存有塑性變形后留下材料堆積，但其磨痕底部最光滑，這是由硅基摩擦膜和流體動力潤滑的共同作用導致；其磨損機制主要是摩擦化學磨損和塑性變形。圖4(d)中SiC陶瓷磨斑直徑相比ZrO2陶瓷增長了24%左右，且接觸面存有大量凹坑，這些凹坑是由于微凸體在反復摩擦接觸時發(fā)生斷裂和晶粒拔出導致的，坑點深度為0.2～0.4 μm，其耦合件接觸表面最粗糙，且存有大量的犁痕，最深處約為0.343 μm，磨損機制以三體磨粒磨損為主。

圖4 陶瓷磨損后接觸表面三維形貌(30 N-0.02 m/s)

圖5所示為30 N和0.1 m/s條件下不同陶瓷材料與ZrO2陶瓷磨損后接觸表面三維形貌。當其他條件不變而速度增大時，圖5(a)中ZrO2陶瓷磨斑直徑為551 μm，相比之前增大了約22%，且磨損接觸面出現(xiàn)塑性變形導致的材料堆積，部分區(qū)域存有細小的劃痕和少量的黏著點，主要磨損機制是塑性變形和微黏著磨損。圖5(b)中Al2O3陶瓷的磨斑直徑仍為最小，對應件ZrO2陶瓷磨痕的內(nèi)部出現(xiàn)微材料剝落現(xiàn)象，最深僅為0.072 μm，磨損機制依舊以磨粒磨損為主。圖5(c)中Si3N4陶瓷磨斑直徑最大，約為1 227 μm，且接觸表面最為光滑，主要磨損機制是摩擦化學磨損和塑性變形。圖5(d)中SiC陶瓷磨損接觸面局部較為光滑，且仍存有凹坑現(xiàn)象，但坑點最深約為0.2 μm，這是由于滑動速度的增大使得摩擦副表面容易形成動力潤滑，不僅使接觸面更光滑，也避免了晶粒拔出導致的凹坑現(xiàn)象進一步惡化。同時，對應件ZrO2陶瓷塊的磨痕底部存有少量的犁痕，主要磨損機制是三體磨粒磨損和疲勞磨損。

圖5 陶瓷磨損后接觸表面三維形貌(30 N-0.1 m/s)

圖6所示為100 N和0.02 m/s條件下不同陶瓷材料與ZrO2陶瓷磨損后接觸表面形貌。如圖所示，當速度不變而載荷增大時，圖6(a)中ZrO2陶瓷磨斑接觸表面出現(xiàn)較嚴重的黏著磨損，塑性流動特征明顯，這是由于較高的接觸壓力作用下，流體潤滑膜不易形成，摩擦功耗增加，而ZrO2陶瓷導熱性較差，導致表面出現(xiàn)“閃溫”現(xiàn)象，使得黏著磨損加劇。圖6(b)中Al2O3陶瓷磨斑直徑最小，表面較粗糙，存在清晰的犁痕，且對應件ZrO2陶瓷磨痕的底部存在明顯的剝落坑，坑點最深為3.75 μm，其形成與陶瓷的微觀結(jié)構(gòu)和循環(huán)應力的作用有關(guān)，此時其磨損機制以磨粒磨損和疲勞磨損為主。圖6(c)中Si3N4陶瓷磨斑直徑約為1 112 μm，其主要磨損機制依舊是摩擦化學磨損和塑性變形。圖6(d)中SiC陶瓷磨斑直徑最大，約為1 514 μm，且磨塊的磨痕底部存有大量的磨屑堆積，這是因為兩陶瓷硬度和斷裂韌性相差較大，使得過大的接觸壓力導致磨屑的大量生成，磨損機制以嚴重的三體磨粒磨損和疲勞磨損為主。

圖6 陶瓷磨損后接觸表面三維形貌(100 N-0.02 m/s)

上述研究表明，Al2O3與ZrO2陶瓷配副時，具有更優(yōu)異的摩擦磨損性能，更適合作為高水基乳化液液壓閥摩擦副材料。在實際工程應用中也證明，將硬度較大的Al2O3陶瓷用作閥芯材料，ZrO2用作閥體材料，能有效地降低閥芯元件的損耗，提高其使用壽命。

3 結(jié)論

(1)相同工況條件下，4種不同陶瓷與ZrO2配副在高水基乳化液潤滑下的摩擦因數(shù)都隨著滑動速度的增大而降低，其中SiC陶瓷的摩擦因數(shù)最大，然后依次為Si3N4、ZrO2、Al2O3陶瓷；ZrO2、Al2O3和Si3N4陶瓷的摩擦因數(shù)受載荷的影響較小，SiC陶瓷的摩擦因數(shù)則隨著載荷的增大而驟增。

(2)相同工況條件下，各陶瓷磨損體積都隨著載荷和速度的增大而增大，其中Al2O3/ZrO2陶瓷摩擦副的磨損體積隨載荷和速度變化增幅最小，且其磨損機制以磨粒磨損和微疲勞磨損為主，載荷增大時疲勞磨損加劇。而ZrO2自配副的磨損體積適中，主要磨損機制為塑形變形和黏著磨損；Si3N4/ZrO2陶瓷摩擦副在低載條件磨損體積最大，磨損機制以化學磨損和塑性變形為主；SiC/ZrO2陶瓷摩擦副在重載條件下磨損體積最大，磨損機制主要為三體磨粒磨損和疲勞磨損。

(3)Al2O3與ZrO2陶瓷配副時，具有更優(yōu)異的摩擦磨損性能，更適合作為高水基乳化液液壓閥摩擦副材料。