·470· 北京科技大学学报 第36卷 表4基体与摩擦表面膜维氏硬度 4.0 Table 4 Vickers hardness of the substrate and friction film 样品 基体硬度，HV 摩擦膜硬度，HV 30 85.7 476.0 58.4 285.2 2.0 15 J 106.3 680.5 1.0 4 92.0 425.0 表面硬度过低，则材料表面易被硬质磨粒磨损， 250030003500400045005000550060006500 转速r-min- 脱落现象严重，因而2号样品的磨损量在四种样品 图3四种样品磨损量随试验转速的变化规律 中最高.表面硬度过高，则材料太脆，抗接触疲劳磨 Fig.3 Effect of rubbing speed on the wear of four kinds of specimens 损能力也会下降0.因此，在高速摩擦阶段，基体 和表面膜硬度最高的3号样品的磨损量也迅速上 磨损后表面形貌，见图4.如图4(a)所示，加入 升，并高于1号和4号样品，后两者硬度适中，既具 还原铁粉的样品，铁粉在基体中呈破碎颗粒状分 有一定的抗接触疲劳磨损能力，同时又具有一定的 布，且存在一定的不均匀分布.磨损后表面较粗 塑性，使摩擦表面能够迅速磨合，基体能够对表层润 糙，可见大颗粒脱落物分布于摩擦表面，并且摩 滑膜起到较好的承托作用. 擦产生的表面膜上己经产生疲劳裂纹，左侧部分 另外，结合前述原始粉体的微观结构观察发现， 分布着许多小而深的凹坑（图4(b)),样品的磨 泡沫纤维铁粉本身的原始结构也是造成2号样品磨 损机理为疲劳磨损.图4（©）为加入泡沫纤维铁 损严重的原因之一.还原铁粉、铁镍合金粉和铁铬 粉的样品的微观组织，仍可见纤维状的铁组元， 合金粉都是致密的块状或近球状致密颗粒.泡沫纤 该样品磨损主要以疲劳磨损为主，样品表面可见 维铁粉的原始形貌为疏松的结块纤维状结构 较大且较深的裂纹和大块表层脱落复又被碾压 (图1(b)),与结构为致密体的其他三种铁粉相比， 至原表面造成的片层状断口（图4(d)).加入铁 自身的强度较低，因此构成了基体中的薄弱处，成为 镍合金粉末的样品，如图4(e)和4(f)所示.原 应力集中源，促进了裂纹的萌生.在不断经受剪切 始铁组元为近球状颗粒，铁颗粒与基体之间有一 应力的过程中，裂纹发源于材料表层内部的应力集 薄氧化层，阻碍了铁与基体的结合.表面磨损呈 中源，沿平行于表面方向扩展后延伸至表面，并造成 现为以挤压剥落为机理的磨粒磨损20的形貌， 表层材料的脱落，并在载荷作用下再次碾压至表 磨屑在载荷作用下压入摩擦表面而产生压痕，将 面0.因此该样品的磨损量在四种样品中最高，磨 塑性表面挤压出层片状的剥落碎屑，同时伴有轻 损情况严重.但是，大量脱落的磨屑作为摩擦调节 微的犁沟磨痕.图4(g)和4(h)所示为加入铁铬 剂起到良好的增摩效果，因此2号样品的摩擦因数 合金粉末的样品的原始形貌和磨损形貌.样品磨 最稳定 损表面较为粗糙，可见较宽的犁沟痕迹和细小凸 起，主要以磨粒磨损为主 3结论 2.4基体硬度与摩擦膜表面硬度 (1)随摩擦速度的提高，以还原铁粉增强的 表4列出了四种不同样品基体与摩擦后表面膜 铜基摩擦材料，摩擦因数衰退严重，磨损量增长 的维氏硬度数据.摩擦试验前，基体硬度最高的试 较缓 样为加入铁镍合金粉的3号样品，1号和4号样品 (2)泡沫纤维铁粉因具有独特的结块纤维状结 的硬度也与之较为接近.2号样品中，由于泡沫纤 构，易导致材料中裂纹的产生，材料磨损严重，但摩 维铁中含有大量孔隙而造成基体整体硬度较低.经 擦因数的稳定性最佳，随摩擦转速从3000r·min-1 过摩擦试验后，硬度的高低趋势仍同基体类似.表 提升至6200r·min-1,摩擦因数仅从0.287变化至 面摩擦膜的硬度最高的试样仍是3号样品，达到 0.263,波动值不超过0.024 680.5HV;1号样品表面膜硬度略高于4号样品；2 (3)加入铁镍合金粉可以有效减缓铜基材料摩 号样品的表面膜硬度最低，仅为285.2HV. 擦因数在高速时的衰退，转速从4200r·min-提升北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 图 3 四种样品磨损量随试验转速的变化规律 Fig． 3 Effect of rubbing speed on the wear of four kinds of specimens 磨损后表面形貌，见图 4． 如 图 4 ( a) 所 示，加 入 还原铁粉的样品，铁粉在基体中呈破碎颗粒状分 布，且存在一定的不均匀分布． 磨损后表面较粗 糙，可见大颗粒脱落物分布于摩擦表面，并且摩 擦产生的表面膜上已经产生疲劳裂纹，左侧部分 分布着许多小而深的凹坑( 图 4 ( b) ) ，样品的磨 损机理为疲劳磨损． 图 4( c) 为加入泡沫纤维铁 粉的样品的微观组织，仍可见纤维状的铁组元， 该样品磨损主要以疲劳磨损为主，样品表面可见 较大且较深的裂纹和大块表层脱落复又被碾 压 至原表面造成的片层 状 断 口( 图 4( d) ) ． 加 入 铁 镍合金粉末的样品，如图 4 ( e) 和 4 ( f) 所 示． 原 始铁组元为近球状颗粒，铁颗粒与基体之间有一 薄氧化层，阻碍了铁与基体的结合． 表面磨损呈 现为以挤压剥落为机理的磨粒磨损［20］ 的 形 貌， 磨屑在载荷作用下压入摩擦表面而产生压痕，将 塑性表面挤压出层片状的剥落碎屑，同时伴有轻 微的犁沟磨痕． 图 4( g) 和 4( h) 所示为加入铁铬 合金粉末的样品的原始形貌和磨损形貌． 样品磨 损表面较为粗糙，可见较宽的犁沟痕迹和细小凸 起，主要以磨粒磨损为主． 2. 4 基体硬度与摩擦膜表面硬度 表 4 列出了四种不同样品基体与摩擦后表面膜 的维氏硬度数据． 摩擦试验前，基体硬度最高的试 样为加入铁镍合金粉的 3 号样品，1 号和 4 号样品 的硬度也与之较为接近． 2 号样品中，由于泡沫纤 维铁中含有大量孔隙而造成基体整体硬度较低． 经 过摩擦试验后，硬度的高低趋势仍同基体类似． 表 面摩擦膜的硬度最高的试样仍是 3 号样品，达到 680. 5 HV; 1 号样品表面膜硬度略高于 4 号样品; 2 号样品的表面膜硬度最低，仅为 285. 2 HV． 表 4 基体与摩擦表面膜维氏硬度 Table 4 Vickers hardness of the substrate and friction film 样品 基体硬度，HV 摩擦膜硬度，HV 1 85. 7 476. 0 2 58. 4 285. 2 3 106. 3 680. 5 4 92. 0 425. 0 表面硬度过低，则材料表面易被硬质磨粒磨损， 脱落现象严重，因而 2 号样品的磨损量在四种样品 中最高． 表面硬度过高，则材料太脆，抗接触疲劳磨 损能力也会下降［20］． 因此，在高速摩擦阶段，基体 和表面膜硬度最高的 3 号样品的磨损量也迅速上 升，并高于 1 号和 4 号样品，后两者硬度适中，既具 有一定的抗接触疲劳磨损能力，同时又具有一定的 塑性，使摩擦表面能够迅速磨合，基体能够对表层润 滑膜起到较好的承托作用． 另外，结合前述原始粉体的微观结构观察发现， 泡沫纤维铁粉本身的原始结构也是造成 2 号样品磨 损严重的原因之一． 还原铁粉、铁镍合金粉和铁铬 合金粉都是致密的块状或近球状致密颗粒． 泡沫纤 维铁粉的原始形貌为疏松的结块纤维状结构 ( 图 1( b) ) ，与结构为致密体的其他三种铁粉相比， 自身的强度较低，因此构成了基体中的薄弱处，成为 应力集中源，促进了裂纹的萌生． 在不断经受剪切 应力的过程中，裂纹发源于材料表层内部的应力集 中源，沿平行于表面方向扩展后延伸至表面，并造成 表层材料的脱落，并在载荷作用下再次碾压至表 面［20］． 因此该样品的磨损量在四种样品中最高，磨 损情况严重． 但是，大量脱落的磨屑作为摩擦调节 剂起到良好的增摩效果，因此 2 号样品的摩擦因数 最稳定． 3 结论 ( 1) 随摩擦速度的提高，以还原铁粉增强的 铜基摩擦材料，摩擦因数衰退严重，磨损量增长 较缓． ( 2) 泡沫纤维铁粉因具有独特的结块纤维状结 构，易导致材料中裂纹的产生，材料磨损严重，但摩 擦因数的稳定性最佳，随摩擦转速从 3000 r·min － 1 提升至 6200 r·min － 1 ，摩擦因数仅从 0. 287 变化至 0. 263，波动值不超过 0. 024． ( 3) 加入铁镍合金粉可以有效减缓铜基材料摩 擦因数在高速时的衰退，转速从 4200 r·min － 1 提升 ·470·