高水基液壓閥陶瓷摩擦副摩擦學性能研究*

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，高水基液壓系統廣泛應用于煤礦開采液壓支架或單體液壓支柱等采區工作面輔助設備，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、大流量的動力系統中長壽命地工作[2]。然而目前使用的高水基乳化液介質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，其關鍵問題是在閥芯內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，發現在水潤滑狀態下，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的摩擦磨損性能，發現在不同載荷條件下，ZrO2的摩擦因數和磨損率均為最低，更適合作為泵內微型面接觸摩擦副的材料。BASU等[9]也發現Y-TZP(氧化釔穩定的四方氧化鋯多晶體陶瓷)的磨損率隨著環境濕度的增加而不斷遞減。SUH等[10]通過研究對比不同結構陶瓷(ZrO2、Al2O3和SiC)與ZrO2陶瓷配副在干摩擦條件下的摩擦學性能，發現3種陶瓷配副的摩擦因數與載荷無關，且SiC和ZrO2配對時形成有效的摩擦膜，表現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境下均表現出良好的摩擦學性能，并且也有研究發現在高水基液中ZrO2/304鋼配副相比304鋼自配副表現出更優的摩擦磨損特性[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與不同結構陶瓷在高水基乳化液潤滑狀態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下，得到ZrO2與不同陶瓷配副后的摩擦因數、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據支撐。

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。試驗介質為自配的5%體積分數高水基乳化液，原油選用礦井常用型號HFAE10-5(W)。根據已有研究選擇4種常用的陶瓷材料(ZrO2、Al2O3、Si3N4和SiC)，詳細參數見表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。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

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，試驗結果取其均值。

試驗結束后，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 試驗結果與分析

2.1 摩擦因數

圖2所示為不同工況條件下4種陶瓷摩擦副的摩擦因數隨時間變化曲線。可以看到，陶瓷摩擦因數曲線在摩擦開始階段劇烈變化，在約3 min內迅速增長或驟降，但隨后很快趨于平穩，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，導致摩擦因數曲線劇烈波動[13-14]。但由于高水基乳化液潤滑介質的作用，其摩擦因數曲線都會隨著時間的增長而趨于平穩。

圖2 不同工況條件下陶瓷摩擦因數隨時間變化曲線

如圖2(a)所示，在30 N載荷和0.02 m/s速度下，ZrO2和Al2O3陶瓷摩擦因數經預磨損期的劇烈變化后很快趨于平穩，兩陶瓷摩擦因數曲線在穩定階段近似一條水平直線，平均摩擦因數分別為0.086 4、0.094。SiC陶瓷的摩擦因數在預磨損期波動較大，在穩定階段表現出隨著摩擦時間的增長而線性上升的變化趨勢，其平均摩擦因數為0.162。Si3N4陶瓷在摩擦初始接觸時由0.2迅速增加，經過4 min后達到最大約為0.53，且在13 min內又迅速下降；之后其摩擦因數曲線趨于穩定，平均摩擦因數為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種陶瓷摩擦因數曲線的整體變化趨勢穩定不變，但其平均摩擦因數都下降了一定幅度，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，使得乳化液介質中流體動力潤滑膜成膜能力增強，摩擦因數降低。通過對比圖2(a)、(b)可以看到，ZrO2和Al2O3陶瓷摩擦因數曲線在經過更短暫的預磨損期后又很快趨于平穩；Si3N4陶瓷的摩擦因數曲線在2種速度下都表現出驟增的變化，且在前半段的摩擦過程中出現摩擦異響。這是由于Si3N4陶瓷在高水基液中發生摩擦化學反應加劇了接觸表面的破壞，使得摩擦因數驟增，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，使得其摩擦因數曲線下降幅度變緩。SiC陶瓷摩擦因數曲線在穩定階段中仍然出現了線性上升，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，且隨潤滑介質排出摩擦副，降低了摩擦接觸面的粗糙度，導致其摩擦因數上升幅度的降低。

如圖2(c)所示，當速度不變而載荷增大到100 N時，ZrO2、Al2O3和Si3N4陶瓷的摩擦因數曲線變化趨勢仍然穩定不變，但Si3N4陶瓷摩擦因數曲線在穩定下降階段出現劇烈波動，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，造成摩擦因數波動。而SiC陶瓷則呈現相異的變化規律，其摩擦因數在預磨損期間劇烈增長，在10 min內增長到最大為0.488，隨后趨于穩定不變，平均摩擦因數為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、破壞和再生的動態循環過程，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%，且磨損接觸面出現塑性變形導致的材料堆積，部分區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陶瓷磨痕的內部出現微材料剝落現象，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“閃溫”現象，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構和循環應力的作用有關，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都隨著滑動速度的增大而降低，其中SiC陶瓷的摩擦因數最大，然后依次為Si3N4、ZrO2、Al2O3陶瓷；ZrO2、Al2O3和Si3N4陶瓷的摩擦因數受載荷的影響較小，SiC陶瓷的摩擦因數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。