鋼管陶瓷內(nèi)襯Ti3AlC2的耐磨性研究
摘要：研究了鋼管陶瓷內(nèi)襯Ti AIC，的耐磨性能。試驗(yàn)結(jié)果表明：在摩擦過(guò)程中，摩擦產(chǎn)生的摩擦熱使Ti AIC 摩擦表面分解、氧化生成由Ti、A1、Fe和O組成的非晶態(tài)氧化物，這層氧化物起到了一定的潤(rùn)滑作用，在高的法向載荷或速度下，隨著氧化物生成量的增加，Ti，A1C：材料的摩擦因數(shù)減小，主要是Ti A1C 氧化層磨損，這種磨損方式保護(hù)了Ti A1C：基體材料，因此以Ti A1C 作為鋼管陶瓷內(nèi)襯材料將能夠很好地保護(hù)鋼管基體，延長(zhǎng)鋼管的使用壽命。
近年來(lái),石油、化工以及礦山等行業(yè)對(duì)耐磨、耐蝕、耐高溫管道的需求量越來(lái)越大。雖然現(xiàn)在研究的高溫合金管以及高技術(shù)的陶瓷管能夠分別滿(mǎn)足耐高溫和耐腐蝕的需求,但是同時(shí)滿(mǎn)足上述需求的管道材料亟需解決。文獻(xiàn)[2—3]的研究結(jié)果表明:陶瓷內(nèi)襯復(fù)合管能夠滿(mǎn)足上述性能的要求,并在礦山和管道運(yùn)輸上得到了應(yīng)用。文獻(xiàn)[4]研究了自蔓延高溫合成陶瓷內(nèi)襯復(fù)合鋼管的耐腐耐蝕、抗機(jī)械沖擊等性能。TiA1C,為Mn+IAXn三元層狀化合物中的一種,兼有金屬和陶瓷的優(yōu)良特性,如高熔點(diǎn)、高彈性模量、良好的導(dǎo)電導(dǎo)熱性能、可加工性、良好的耐腐蝕性能和自潤(rùn)滑性,這些優(yōu)良的性能使TiA1C材料有很廣泛的應(yīng)用領(lǐng)域。文獻(xiàn)[5]研究了在45鋼和鋁表面涂覆TiA1C的合成機(jī)理,文獻(xiàn)[6]研究了TiA1C,作為熱障涂層的性能。
1 試驗(yàn)方法
在HT一1000型高溫摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行試驗(yàn)；采用的原料為自蔓延高溫合成法制備的Ti3A1C2材料[7-81，其中Ti A1C，的含量為97．63％，塊體的氣孔率為7．4l％。試驗(yàn)采用45鋼為對(duì)磨材料，其直徑為3O mm、厚度為10 mm；Ti A1C，塊體材料為正立方塊體，其長(zhǎng)、寬、高皆為5 mm。
試驗(yàn)的具體方法為：①在300 r／min的條件下，設(shè)定法向載荷分別為5、10、15、20 N；② 在l5N的法向載荷條件下，設(shè)定速度分別為200、300、400、500、600 r／Inin，試驗(yàn)前將塊體材料預(yù)磨10n in，試驗(yàn)結(jié)束后對(duì)磨體要自然散熱一定時(shí)間才可以進(jìn)入下一組試驗(yàn)．每組試驗(yàn)重復(fù)3次，試驗(yàn)結(jié)果取平均值。在利用日本電子公司的JSM一6700型掃描電鏡對(duì)摩擦后塊體材料摩擦表面的物質(zhì)形貌以及化學(xué)成分進(jìn)行分析，利用XRD一7000型x射線(xiàn)衍射儀分析摩擦表面的相組成。
試驗(yàn)的整個(gè)過(guò)程由計(jì)算機(jī)控制，并記錄試驗(yàn)時(shí)摩擦因數(shù)的瞬時(shí)變化，取其平均值得到摩擦因數(shù)。通過(guò)公式(1) 計(jì)算Ti，A1C 材料磨損率：
I=W／(PL) (1)
式中 I—— 體積磨損率，mm3／(N·m)；
W— — 體積磨損量，mm3；
P—— 法向載荷，N；
L—— 總摩擦距離，mm。
2 結(jié)果與討論
(1)Ti A1C 對(duì)45鋼的摩擦因數(shù)和磨損率與法向載荷的關(guān)系。
表1為不同法向載荷下Ti A1C，對(duì)45鋼的摩擦因數(shù)和磨損率。由表1可以看出：摩擦載荷在增加的同時(shí)，摩擦因數(shù)減小，而磨損率增加，當(dāng)法向載荷增加到20 N，摩擦因數(shù)減小到0．18，磨損率為7．1X10-8 mm3／(N·m)。文獻(xiàn)[10]的試驗(yàn)結(jié)果表明：在摩擦載荷較小時(shí)，由于摩擦表面微凸起的存在，使在摩擦過(guò)程中實(shí)際接觸的摩擦面比理論上接觸的摩擦面要小的多，進(jìn)而產(chǎn)生大的摩擦阻力；而隨著摩擦載荷的增加，摩擦表面的微凸起相互耦合，從強(qiáng)度較弱的微凸起開(kāi)始被逐步破壞，導(dǎo)致在摩擦過(guò)程中實(shí)際接觸的摩擦面增加，從而使摩擦阻力逐漸減小。
圖1所示為在不同法向載荷下Ti A1C，對(duì)45鋼摩擦表面的SEM掃描電鏡形貌。從圖1(a)可以看出：在法向載荷為10 N時(shí)，摩擦表面形成了很多淺而連續(xù)的劃痕。分析推斷認(rèn)為：這些劃痕是由于摩擦表面生成了一層物質(zhì)，這層物質(zhì)的硬度比45鋼小。從圖l(b)可以看出：在法向載荷為2O N時(shí)，摩擦表面的生成物越來(lái)越多，淺而連續(xù)的劃痕消失，生成物出現(xiàn)滑動(dòng)累積和剝落的現(xiàn)象。分析推斷認(rèn)為：這些生成物滑動(dòng)累積和剝落的現(xiàn)象則是因?yàn)檫@層生成物具有一定的流動(dòng)性和黏性，隨著法向載荷的增加而產(chǎn)生的；而摩擦表面劃痕消失是上述摩擦表面微凸起被破壞，摩擦表面增加，生成的生成物增加覆蓋所致。
為了解摩擦表面生成物的成分，對(duì)其進(jìn)行EDS(Energv DisPersive Spectrosc0pv)能譜儀圖譜分析。圖2所示為圖1(b)中A點(diǎn)的EDS閣譜。從圖2可以看出：摩擦表面生成物南rj、AI、C、O和Fe元素組成。由文獻(xiàn)[1 1一l2]可知：摩擦過(guò)程中，由于摩擦產(chǎn)生的摩擦熱使Ti A1C，的摩擦表面分解，與空氣中的O發(fā)生氧化反應(yīng)，生成由Ti、Al、Fe和O組成的非晶態(tài)氧化物，C元素則與空氣中的O生成氣體氧化物，F(xiàn)e元素則是在摩擦過(guò)程中從45鋼上脫落轉(zhuǎn)移到Ti，A1C：摩擦表面的。
為了進(jìn)一步了解生成的氧化物，對(duì)摩擦表面進(jìn)行XRD X射線(xiàn)衍射分析。摩擦表面的XRD衍射分析如圖3所示。從圖3可以看出：摩擦表面沒(méi)有出現(xiàn)Ti、AI、C、O和Fe組成氧化物的衍射峰，只有Ti AIC，材料的衍射峰。由此可以確定，生成的氧化物薄膜是以非晶態(tài)存在的，否則會(huì)有]ri、A1和Fe氧化物的衍射峰存在。
(2)Ti A1C 對(duì)45鋼的摩擦因數(shù)和磨損率與轉(zhuǎn)速的關(guān)系。
表2為在不同轉(zhuǎn)速下Ti A1C 對(duì)45鋼的摩擦因數(shù)和磨損率。從表2可以看出：隨著摩擦速度的增加，摩擦因數(shù)減小，磨損率增加。速度與載荷對(duì)摩擦因數(shù)的影響機(jī)理相同，都是通過(guò)改變摩擦表面的接觸面積影響的，因此出現(xiàn)上述結(jié)論的原因是：在相同的滑動(dòng)路程下，隨著速度的增加，摩擦表面微凸起被破壞的速度增加，導(dǎo)致在摩擦過(guò)程中Ti A1C 材料實(shí)際接觸的摩擦面增加，從而使產(chǎn)生的摩擦阻力逐漸減小，摩擦因數(shù)減小。
在不同轉(zhuǎn)速下Ti A1C，對(duì)45鋼摩擦表面的SEM掃描電鏡形貌如圖4所示。從圖4可以看出：轉(zhuǎn)速對(duì)摩擦表面形貌的影響與載荷摩擦表面形貌的影響趨勢(shì)相同，都是隨著轉(zhuǎn)速或載荷的增加，摩擦表面生成的氧化層增多。從圖4(b)中還可以看出：當(dāng)轉(zhuǎn)速為500 r／min時(shí)，Ti A1C 的摩擦表面磨損比較嚴(yán)重，氧化層大量脫落，形成凹凸不平的摩擦面，主要原因是在高的轉(zhuǎn)速下氧化層的破壞速度大于氧化層的形成速度，使黏著磨損剝落的氧化層進(jìn)一步轉(zhuǎn)變?yōu)槟チＤp，加速摩擦面的磨損。
從上述分析可知：在摩擦過(guò)程中摩擦表面會(huì)產(chǎn)生一層氧化物，這層氧化物保護(hù)基體材料不被磨損。文獻(xiàn)[14—15]的研究指出：Ti A1C 與生成氧化膜的界面結(jié)合強(qiáng)度大于85 MPa，并且氧化膜的存在使材料具有高溫自愈能力，形成的氧化膜在材料的裂紋和刻痕處填充。由此可推斷出：以Ti AIC，作為鋼管陶瓷內(nèi)襯材料，能夠很好地保護(hù)鋼管基體在使用過(guò)程中不被破壞，可延長(zhǎng)鋼管使用壽命。
3 結(jié)論
(1)在摩擦過(guò)程中，產(chǎn)生的摩擦熱使Ti A1C摩擦表面生成由Ti、Al、Fe和0組成的非晶態(tài)氧化物，這層氧化物起到了一定的潤(rùn)滑作用，使得Ti A1C 塊體材料的摩擦因數(shù)減小；在高的法向載荷或速度下，磨損主要是Ti A1C：氧化層磨損，這種摩擦磨損方式保護(hù)了Ti A1C，基體材料。(2)Ti A1C：材料的磨損主要是摩擦表面氧化層的磨損，若以Ti A1C：材料作為鋼管陶瓷內(nèi)襯材料，將能夠很好地保護(hù)鋼管基體在使用過(guò)程不被破壞。