简介概要

熔融渗硅对二维编制炭/炭复合材料摩擦特性的影响

来源期刊：中国有色金属学报2003年第1期

论文作者：马运柱熊翔李江鸿黄伯云肖鹏黄启忠易茂中

文章页码：211 - 215

关键词：炭/炭复合材料；熔融渗Si；摩擦磨损机理；二维编制

Key words：C/C composite; molting infiltrating Si; friction mechanism; two dimension weaving

摘要：为了改善航空刹车副用炭/炭复合材料的摩擦磨损性能，对二维编制C/C复合材料的摩擦机理进行了深入的研究；对比了试样渗Si后及渗Si前的实验结果，着重研究了试样不同的渗Si量对摩擦磨损行为及特性的影响。结果发现渗Si的试样比没有渗Si试样摩擦曲线线型好，并且摩擦试验过程中的振动现象也得到了解决。但摩擦因数随着所生成SiC含量的增加，由0.35→0.32→0.28呈下降趋势；磨损量随着所生成SiC含量的增加而增大；当有大量的不均匀的SiC颗粒生成时， C/C复合材料的摩擦表面将会被剥落, 并从材料的微观性能及摩擦机理方面给予了深入的分析。

Abstract: In order to improve the friction-wear properties of the C/C composites for aircraft brake pairs, the friction mechanism of two dimension C/C composites was studied deeply. The influence of the different Si smearing thickness on friction properties was investigated. Results show that samples of infiltrating Si are improved in comparasion with no infiltrating Si, such as friction curve, vibration. But the friction coefficient reduces from 0.35 to 0.28 with the increasing of SiC content, the wear increases with the increasing of SiC content. Friction surface of C/C composites has obvious nick, when a lot of SiC is produced. The results is analyzed deeply by C/C composites micro-properties and friction mechanism.

中国有色金属学报 2003,(01),211-215 DOI:10.19476/j.ysxb.1004.0609.2003.01.039

熔融渗硅对二维编制炭/炭复合材料摩擦特性的影响

马运柱熊翔李江鸿黄伯云肖鹏黄启忠易茂中

中南大学粉末冶金国家重点实验室,中南大学粉末冶金国家重点实验室,中南大学粉末冶金国家重点实验室,中南大学粉末冶金国家重点实验室,中南大学粉末冶金国家重点实验室,中南大学粉末冶金国家重点实验室,中南大学粉末冶金国家重点实验室长沙410083 ,长沙410083 ,长沙410083 ,长沙410083 ,长沙410083 ,长沙410083 ,长沙410083

摘要：

为了改善航空刹车副用炭 /炭复合材料的摩擦磨损性能 ,对二维编制C/C复合材料的摩擦机理进行了深入的研究 ;对比了试样渗Si后及渗Si前的实验结果 ,着重研究了试样不同的渗Si量对摩擦磨损行为及特性的影响。结果发现渗Si的试样比没有渗Si试样摩擦曲线线型好 ,并且摩擦试验过程中的振动现象也得到了解决。但摩擦因数随着所生成SiC含量的增加 ,由 0 .35→ 0 .32→ 0 .2 8呈下降趋势 ;磨损量随着所生成SiC含量的增加而增大 ;当有大量的不均匀的SiC颗粒生成时 ,C/C复合材料的摩擦表面将会被剥落 ,并从材料的微观性能及摩擦机理方面给予了深入的分析

关键词：

炭/炭复合材料;熔融渗Si;摩擦磨损机理;二维编制;

中图分类号： TB332

作者简介：马运柱(1975),男,博士生;

收稿日期：2002-04-16

基金：国家高科技发展重点工业性试验项目 [计高技 (1998) 1817];

Influence of infiltrating Si on friction properties of two dim ension weaving C/C composites

Abstract：

In order to improve the friction-wear properties of t he C/C composites for aircraft brake pairs, the friction mechanism of two dimens ion C/C composites was studied deeply. The influence of the different Si smearin g thickness on friction properties was investigated. Results show that samples o f infiltrating Si are improved in comparasion with no infiltrating Si, such as f riction curve, vibration. But the friction coefficient reduces from 0.35 to 0.28 with the increasing of SiC content, the wear increases with the increasing of S iC content. Friction surface of C/C composites has obvious nick, when a lot of S iC is produced. The results is analyzed deeply by C/C composites micro-properti es and friction mechanism.

Keyword：

C/C composite; molting infiltrating Si; fri ction mechanism; two dimension weaving;

Received： 2002-04-16

炭/炭(以下简称C/C)复合材料是一种新型高温结构材料, 它由炭纤维和炭基体两部分组成, 拥有非常优异的性能, 如高强高模性、高温热稳定性、高导热导电性、低密度、低热膨胀系数、使用寿命长、对环境适应性强等特点, 特别是它随着温度升高依然保持其室温下材料力学性能的特性, 被大量用于航空航天等诸多高新领域 ^[1,2] 。在航空刹车副方面, C/C刹车副是其今后的主导发展方向。而航空刹车副是确保飞机起降和滑行安全的关键性制动部件, 每一次制动都会给刹车副带来一定的振动和磨损 ^[3] 。为了改善刹车副的振动和磨损行为, 保证具有较长的使用寿命, 并进一步弄清C/C复合材料在制动过程中的摩擦磨损机理。本文作者将模拟飞机正常降落时的制动刹车过程, 对熔融渗Si后的二维编制炭/炭复合材料在制动过程中的摩擦磨损机理进行深入的研究。

1 实验

1.1 试样

在实验过程中, 所用试样是先经CVD增密到约1.68 g/cm³, 再浸渍中温沥青, 经2 200 ℃ 1 h热处理, 其最终密度为1.75 g/cm³的炭盘。把该炭盘制成d_内为53 mm、 d_外为75 mm、厚度为17 mm编号分别为A₁、 A₂、 A₃、 A₄、 A₅、 A₆ 6个等规格试样盘, 其中试样A₁、 A₃、 A₅作静盘, 试样A₂、 A₄、 A₆分别作A₁、 A₃、 A₅摩擦配耦的动盘。

1.2 试剂

1) Si粉, 其纯度为99.9%; 2)94%～98% Si粉+2%～6%催化剂 (粒度<74 μm)。

1.3 工艺

本实验在MM-1000型摩擦实验机上进行实验; 对试样采用手工涂覆(用溶剂先把粉剂调成浆状, 再手工涂覆试样), 分别进行试样+Si及试样+Si+催化剂的处理。所用的热处理工艺条件为:

室温→1 450 ℃(保温2 h) →1 700 ℃(保温2 h) →2 100 ℃(保温1 h)

2 结果及分析

通过进行试样+Si及试样+Si+催化剂对比实验, 发现试样中都有SiC存在, 且均为β-SiC, 没有发现Si单质, 这是因为当热处理温度达到或超过2 100 ℃时, SiC才由β-SiC向α-SiC转化 ^[4] 。其中, 加催化剂的试样中β-SiC含量明显高于没有加催化剂的试样, 这是因为催化剂颗粒阻止了Si粉的挥发, 使得Si停留时间延长, 从而Si与C更能有效地进行反应生成β-SiC; 在有催化剂的试样中β-SiC颗粒尺寸明显小于没有催化剂的试样的颗粒粒径, 因为催化剂减缓了反应速度, 抑制了颗粒的长大。因此, 在渗Si实验中部分选用添加催化剂的工艺方案。

2.1 实验结果

对A₁、 A₂试样先考察没有渗Si时的摩擦磨损实验。实验结果如表1及图1所示:

表1 试样A1和A2的实验结果

Table 1 Experimental results of samples A₁ and A₂

Sample		n/(r·min^-1)		p/MPa		μ
A₁		7 500		1		0.32～0.37
A₂		7 500		1		0.32～0.37
Sample	μ_cp		Per cycle
			Δδ/μm		Δm/mg
A₁	0.35		1.1		15.2
A₂	0.35		0.8		17.9

n—Maximal brake rotation speed; p—Brake press; μ—Instantaneous friction coefficient; μ_cp—Average friction coefficient; Δδ—Average linear wear per cycle; Δm—Average mass wear per cycle

从实验结果可以看出, 模拟制动刹车过程有较强的振动现象, 样件没有出现红带, 这说明摩擦试验时摩擦表面最高温度不高于800 ℃, 低温有利于样件正常工作和具有较长的使用寿命。为了进一步改善这种振动现象, 选择编号分别为A₃、 A₄、 A₅、 A₆的试样来考察涂覆渗Si及不同Si涂层厚度的C/C复合材料对摩擦磨损性能的影响。其处理工艺如表2所示:

图1 A1和A2试样的摩擦曲线

Fig.1 Friction curves of samples A₁ and A₂

1—Rotate speed; 2—Friction coefficient; 3—Moment; 4—Press

表2 试样A3、 A4、 A5、 A6处理工艺

Table 2 Treatment procedure of samples A₃、 A₄、 A₅ and A₆

Sample	Si coating thickness /mm	Holding time/h			Note
Sample	Si coating thickness /mm	1 450 ℃	1 700 ℃	2 100 ℃	Note
A₃ and A₄	0.5～1.0	2	2	1	94%Si+ 6% catalyst
A₅ and A₆	1.0～1.5	2	2	1	94%Si+ 6% catalyst

在不同Si涂层厚度试样的摩擦试验过程中, A₃和A₄摩擦副有短时间红带出现, 这说明摩擦试验时样件表面温度可能高达800 ℃以上。 A₅和A₆摩擦副有较长时间红带出现, 估计这两个匹配样件摩擦表面温度已经高达1 000 ℃～1 200 ℃以上。摩擦测试结果详见表3及图2～5。

表3 试样的测试结果

Table 3 Surveying results of samples

Sample		n/(r·min^-1)		p/MPa		μ
A₃		7 500		1		0.30～0.34
A₄		7 500		1		0.30～0.34
A5		7 500		1		0.27～0.28
A₆		7 500		1		0.27～0.28
Sample	μ_cp		Per cycle
			Δδ/μm		Δm/mg
A₃	0.32		20.2		83.1
A₄	0.32		22.3		236.1
A₅	0.28		48.9		162.4
A₆	0.28		52.6		426.9

图2 A3和A4试样的摩擦曲线

Fig.2 Friction curves of samples A₃ and A₄(Si coating thickness: 0.5～1.0 mm)

1—Rotate speed; 2—Friction coefficient; 3—Moment; 4—Press

图3 A5和A6试样的摩擦曲线

Fig.3 Friction curves of samples A₅ and A₆(Si coating thickness: 1.0～1.5 mm)

1—Rotate speed; 2—Friction coefficient; 3—Moment; 4—Press

图4 A5试样摩擦表面的形貌(SEM)

Fig.4 Friction surface morphology of sample A₅

2.2 结果分析

由图1与图2、图3对比可以看出, 渗Si后, 解决了试样摩擦时的振动问题, 且线型也较好。但摩擦因数有所降低, A₃和A₄摩擦副的μ_cp为0.32, A₅和A₆摩擦副的μ_cp为0.28, 均比A₁和A₂摩擦副的μ_cp=0.35低。其线性磨损量都有所增加, A₃的Δδ=20.2 μm, A₄的Δδ=22.3 μm, A₅的Δδ=48.9 μm, A₆的Δδ=52.6 μm, 均比A₁的Δδ=1.1 μm , A₂的Δδ=0.8 μm 的高, 质量磨损量也有相应的变化。

在同样处理温度制度下, Si涂层厚度及样品中β-SiC含量对摩擦磨损性能也有较大的影响。在表3中, A₁和A₂样是没有渗Si处理的样品, A₃和A₄的涂层厚度是0.5～1.0 mm, A₅和A₆的涂层厚度是1.0～1.5 mm。经高温处理后, 用XRD进行比强度测试, A₅和A₆表面β-SiC含量为13.1%, A₃和A₄表面β-SiC的含量为3.6%, A₁和A₂表面β-SiC的含量为0。由以上分析及表3可见, 随着SiC含量的降低, 其摩擦因数有所增加, 由0.28→0.32→0.35, 静盘线性磨损量有所降低, 由48.9 μm→20.2 μm→1.1 μm, 动盘线性磨损量也有所降低由52.6 μm→22.3 μm→0.8 μm, 质量磨损量也有相应的降低。另外从图4和图5可以清楚地看到, 摩擦表面是一层层剥落, 还可看到有一条条的划痕。这一结果主要有以下几种原因:

图5 A6试样摩擦表面的显微组织

Fig.5 Friction surface optical morphology of sample A₆

1) 试样原有基体材料是经CVD增密到约1.68 g/cm³, 再浸渍中温沥青, 使最终密度达1.75 g/cm³。浸渍中温沥青后进行热处理时, 沥青残留炭率约50%左右, 且沥青易收缩形成较大的孔隙 ^[5] , 孔隙又不均匀, 这就使得渗Si后形成的SiC颗粒尺寸较大, 不均匀, 见图6所示。

2) 高温处理时所生成的β-SiC呈多种形状, 其横截面多为三角形和六角形, 端面往往是尖的, β-SiC晶体的强度和硬度也比α-SiC晶体的高得多 ^[6] 。 β-SiC作为一种磨料, 而C/C复合材料是一种质地较软的材料, 在摩擦试验过程中遇到含有颗粒分布不均匀, 强度、硬度又较高的β-SiC晶体时, 很容易产生划痕。特别是随着β-SiC含量的增加, β-SiC颗粒的增大, 这种磨损行为更明显。

3) C/C复合材料的微观分子结构是由层状结构的分子组成, 如图7。其层与层之间是较弱的范德华分子间力; 同时所用实验材料是二维编制的炭纤维骨架, 二维编制就是炭纤维束在一个平面内呈垂直状态编制。这就使得在摩擦过程中, β-SiC颗粒会一层一层地把C/C复合材料剥落, 从而产生较大的磨损量, 这种趋势随着β-SiC生成量的增加而增大。产生的大量粉尘填补在试验盘表面的小槽中, 此时摩擦磨损行为由“正常磨损”转化为“粉尘磨损” ^[7,8] , 使摩擦表面过于光滑, 摩擦因数大大降低。

图6 试样渗Si形貌(SEM)

Fig.6 Morphology of infiltrating Si in sample

图7 C/C复合材料的微观分子结构

Fig.7 Microstructure of C/C composites

4) β-SiC的导热系数远小于C的导热系数 ^[9] , 这导致摩擦面局部区域急剧升温, 局部温度达1 000～1 200 ℃以上, 使得作用面所吸附的水分子、氧分子等迅速解吸, 致使磨损行为在较短的时间内由“正常磨损”过渡到“粉尘磨损”, 而且磨粒磨损占据了主导地位 ^[10,11] 。局部区域温度的急剧升高, 加快了材料的氧化, 使损失率增大 ^[7,12] 。这种趋势随β-SiC含量的增加有所增大。