鋼管陶瓷內襯Ti3AlC2的耐磨性研究

摘要：研究了鋼管陶瓷內襯Ti AIC，的耐磨性能。試驗結果表明：在摩擦過程中，摩擦產生的摩擦熱使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，這種磨損方式保護了Ti A1C：基體材料，因此以Ti A1C 作為鋼管陶瓷內襯材料將能夠很好地保護鋼管基體，延長鋼管的使用壽命。

近年來,石油、化工以及礦山等行業(yè)對耐磨、耐蝕、耐高溫管道的需求量越來越大。雖然現(xiàn)在研究的高溫合金管以及高技術的陶瓷管能夠分別滿足耐高溫和耐腐蝕的需求,但是同時滿足上述需求的管道材料亟需解決。文獻[2—3]的研究結果表明:陶瓷內襯復合管能夠滿足上述性能的要求,并在礦山和管道運輸上得到了應用。文獻[4]研究了自蔓延高溫合成陶瓷內襯復合鋼管的耐腐耐蝕、抗機械沖擊等性能。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、高彈性模量、良好的導電導熱性能、可加工性、良好的耐腐蝕性能和自潤滑性,這些優(yōu)良的性能使TiA1C材料有很廣泛的應用領域。文獻[5]研究了在45鋼和鋁表面涂覆TiA1C的合成機理,文獻[6]研究了TiA1C,作為熱障涂層的性能。

1 試驗方法

在HT一1000型高溫摩擦磨損試驗機上進行試驗；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％。試驗采用45鋼為對磨材料，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、寬、高皆為5 mm。

試驗的具體方法為：①在300 r／min的條件下，設定法向載荷分別為5、10、15、20 N；② 在l5N的法向載荷條件下，設定速度分別為200、300、400、500、600 r／Inin，試驗前將塊體材料預磨10n in，試驗結束后對磨體要自然散熱一定時間才可以進入下一組試驗．每組試驗重復3次，試驗結果取平均值。在利用日本電子公司的JSM一6700型掃描電鏡對摩擦后塊體材料摩擦表面的物質形貌以及化學成分進行分析，利用XRD一7000型x射線衍射儀分析摩擦表面的相組成。

試驗的整個過程由計算機控制，并記錄試驗時摩擦因數(shù)的瞬時變化，取其平均值得到摩擦因數(shù)。通過公式(1) 計算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 結果與討論

(1)Ti A1C 對45鋼的摩擦因數(shù)和磨損率與法向載荷的關系。

表1為不同法向載荷下Ti A1C，對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，摩擦因數(shù)減小，而磨損率增加，當法向載荷增加到20 N，摩擦因數(shù)減小到0．18，磨損率為7．1X10-8 mm3／(N·m)。文獻[10]的試驗結果表明：在摩擦載荷較小時，由于摩擦表面微凸起的存在，使在摩擦過程中實際接觸的摩擦面比理論上接觸的摩擦面要小的多，進而產生大的摩擦阻力；而隨著摩擦載荷的增加，摩擦表面的微凸起相互耦合，從強度較弱的微凸起開始被逐步破壞，導致在摩擦過程中實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，摩擦表面形成了很多淺而連續(xù)的劃痕。分析推斷認為：這些劃痕是由于摩擦表面生成了一層物質，這層物質的硬度比45鋼小。從圖l(b)可以看出：在法向載荷為2O N時，摩擦表面的生成物越來越多，淺而連續(xù)的劃痕消失，生成物出現(xiàn)滑動累積和剝落的現(xiàn)象。分析推斷認為：這些生成物滑動累積和剝落的現(xiàn)象則是因為這層生成物具有一定的流動性和黏性，隨著法向載荷的增加而產生的；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，對其進行EDS(Energv DisPersive Spectrosc0pv)能譜儀圖譜分析。圖2所示為圖1(b)中A點的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[1 1一l2]可知：摩擦過程中，由于摩擦產生的摩擦熱使Ti A1C，的摩擦表面分解，與空氣中的O發(fā)生氧化反應，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元素則是在摩擦過程中從45鋼上脫落轉移到Ti，A1C：摩擦表面的。

為了進一步了解生成的氧化物，對摩擦表面進行XRD X射線衍射分析。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，否則會有]ri、A1和Fe氧化物的衍射峰存在。

(2)Ti A1C 對45鋼的摩擦因數(shù)和磨損率與轉速的關系。

表2為在不同轉速下Ti A1C 對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。速度與載荷對摩擦因數(shù)的影響機理相同，都是通過改變摩擦表面的接觸面積影響的，因此出現(xiàn)上述結論的原因是：在相同的滑動路程下，隨著速度的增加，摩擦表面微凸起被破壞的速度增加，導致在摩擦過程中Ti A1C 材料實際接觸的摩擦面增加，從而使產生的摩擦阻力逐漸減小，摩擦因數(shù)減小。

在不同轉速下Ti A1C，對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：轉速對摩擦表面形貌的影響與載荷摩擦表面形貌的影響趨勢相同，都是隨著轉速或載荷的增加，摩擦表面生成的氧化層增多。從圖4(b)中還可以看出：當轉速為500 r／min時，Ti A1C 的摩擦表面磨損比較嚴重，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一步轉變?yōu)槟チＤp，加速摩擦面的磨損。

從上述分析可知：在摩擦過程中摩擦表面會產生一層氧化物，這層氧化物保護基體材料不被磨損。文獻[14—15]的研究指出：Ti A1C 與生成氧化膜的界面結合強度大于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，作為鋼管陶瓷內襯材料，能夠很好地保護鋼管基體在使用過程中不被破壞，可延長鋼管使用壽命。

3 結論

(1)在摩擦過程中，產生的摩擦熱使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襯材料，將能夠很好地保護鋼管基體在使用過程不被破壞。