Pressing the coarse-grained WC−10Co cemented carbide assisted by ultrasonic vibration
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摘要:
为改善粗晶WC−10Co硬质合金在常规压制过程中粉末流动性差、颗粒大小分布不均匀以及合金力学性能差等问题，提出了一种纵向超声辅助压制的工艺方法，研究了压制力、高径比、预压超声时间以及超声振幅等因素对压坯密度、表面质量和合金力学性能的影响。结果表明，与常规压制相比，在超声振动作用下，粉末颗粒发生剧烈碰撞，颗粒间流动性增强，压制力在80～100 MPa之间，压力越大，密度增益越明显；减小高径比，增加预压超声时间，增大超声振幅，压坯密度提升显著；在超声振动作用下，压坯表面质量有所提升，压坯弹性后效下降0.16%；烧结后合金孔隙减少，晶粒大小分布均匀，粗大晶粒减少，在硬度和密度变化较小的情况下，断裂韧性提升了5.83%～16.10%，抗弯强度明显下降。
Abstract:The suppression technology assisted by longitudinal ultrasonic vibration was proposed to solve the problems of poor powder fluidity, uneven particle size distribution, and poor mechanical properties for the coarse-grained WC−10Co cemented carbides. The effects of compression force, height-diameter ratio, ultrasonic time of preloading, and ultrasonic amplitude on the compact density, compact surface quality, and mechanical properties of the alloys were discussed. The results show that, compared with the conventional pressing, the powder particles have the violent collision under the effect of ultrasonic vibration, enhancing the fluidity between particles. The density increases with the pressing force increase from 80 to 100 MPa. The compact density increases significantly, when the height-diameter ratio reduces, the ultrasonic time of preloading increases, and the ultrasonic amplitude increases. At the same time, the surface quality of the compacts is improved, and the elastic aftereffect is decreased by 0.16%. The pores of the alloys are reduced, the grain size is evenly distributed, and the coarse grain is reduced after sintering. With the little change in hardness and density, the fracture toughness increases by 5.83%~16.10%, while the bending strength decreases obviously.
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Keywords:
- cemented carbides /
- ultrasonic vibration /
- fluidity /
- compact density /
- mechanical properties
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粉末冶金摩擦材料是一种含有金属和非金属的多组元假合金。一般由基体组元、摩擦组元和润滑组元三部分组成[1-2]。与有机摩擦材料相比, 粉末冶金摩擦材料的力学强度高、抗冲击载荷强、摩擦系数稳定、热稳定性高、热传导性好、抗腐蚀能力强, 以及耐磨性能优良, 是现代刹车材料中应用较为广泛的材料之一[3-5]。目前已被应用于各种大型民用飞机、高性能军用飞机、火车、汽车、风电行业以及其它机械制动装置中[6-10]。
相对比于铁基粉末冶金摩擦材料高温下容易产生胶合、摩擦系数波动大、异常磨损明显、噪声大等情况, 铜基摩擦材料因其良好的导热性和自润湿性能, 在干、湿条件下均具备稳定的摩擦性能, 并在高速制动摩擦过程中, 基体与铜结构形成热扩散通道, 能够在相对短的时间内将大量摩擦热散发到环境中, 有效避免了热聚集引起胶粘对制动盘性能造成不利的影响[11]。长期以来, 对铜基粉末冶金摩擦材料的研究主要集中在配方研究和制备工艺对摩擦磨损性能的影响方面, 而刹车速度对铜基粉末冶金摩擦材料的摩擦磨损机理的研究相对较少。本文以铜基粉末冶金摩擦材料为研究对象, 探讨不同的刹车速度对铜基粉末冶金摩擦材料摩擦磨损性能的影响规律, 并对其微观组织进行研究表征, 为新型铜基粉末冶金摩擦材料的深入研究提供参考与理论支持。
1. 实验
1.1 试样制备
实验中所用的材料主要包括电解铜粉、还原铁粉、鳞片状天然石墨, SiO2粉和铬铁等。按表 1的配方分别称取各种粉料, 并在双锥形混合机中混合20~24 h, 将混合均匀的混合料制成压坯, 压坯尺寸为20 mm×15 mm, 厚度大于5 mm。将压坯置于钟罩式加压烧结炉内, 并在氢气保护气氛中进行加压烧结, 烧结温度为850~900℃, 烧结压力为0.3~0.5 MPa, 烧结时间为3.5~4 h。烧结完成后冷却至500℃后再随箱水冷至≤60℃, 出砂。
表 1 铜基粉末冶金摩擦材料化学成分(质量分数)Table 1. Chemical composition of the copper-based powder metallurgy brake materials% Cu Sn Fe SiO2 铬铁 其它 60~70 1~6 6~15 5~10 2~5 10~20 1.2 性能表征
采用JEOL公司的JSM-6390A型扫描电子显微镜(scanning electron microscope, SEM)对铜基粉末冶金摩擦材料实验前后的表面形貌进行观测; 采用HRF-150型洛氏硬度计和夏比冲击试验机分别对烧结后粉末层的硬度和冲击韧性进行表征; 在MM-3000型摩擦磨损性能试验台上进行摩擦磨损性能试验, 对偶盘材料为30CrMnSiA。试验前, 摩擦副表面先磨合至摩擦副贴合面积≥80%, 摩擦磨损试验条件及要求见表 2。
表 2 摩擦磨损试验条件Table 2. Condition of friction and wear test编号 惯量/ (kg·m2) 刹车压力/ MPa 刹车速度/ (m·s-1) 刹车转速/ (r·min-1) 次数 1# 0.225 0.66 27.78 2652 10 2# 33.33 3183 10 3# 38.89 3714 10 4# 44.44 4244 10 5# 50.00 4775 10 6# 55.56 5305 10 摩擦试验机记录摩擦吸收功率、刹车力矩与刹车时间关系。根据式(1)可计算出摩擦系数。
$$ \mu = \frac{{2M}}{{\left( {{\gamma _1} + {\gamma _2}} \right) \cdot F}} $$ (1) 式中:μ为摩擦系数, M为力矩(N·m), F为荷重(N), γ1为内圈半径(m), γ2为外圈半径(m)。用电子天平测量试样摩擦试验前后的质量变化; 用千分尺测量试样上6个不同位置处摩擦试验前后的厚度变化, 计算出摩擦试验前后试样厚度差, 求出平均值即试样的线性磨损量。
2. 结果与分析
2.1 微观结构
图 1为烧结后铜基粉末冶金摩擦材料表面显微组织形貌。图中黑色的为鳞片石墨, 白色的为铜, 灰色的可能为铁、铬铁或SiO2颗粒。从图可以看出, 大量的鳞片石墨稳定地分布在铜基体当中, 从而保证了刹车过程的平稳性和摩擦系数的稳定性。从图 1 (b)可以清楚地看到大量的灰色颗粒, 其中近似球状的较大颗粒为铬铁(200目, 如箭头所示), 其与基体接触良好, 两者之间观测不到明显的界面[12]; 较小的球状物可能为铁、二氧化硅等颗粒(100目); 这些颗粒均匀地分布在铜基体当中, 铜基体包裹着鳞片状石墨分布在摩擦片表面, 具有稳定的摩擦系数。
2.2 物理性能
铜基粉末冶金摩擦材料的力学性能如表 3所示。从表中可以看出, 摩擦材料的密度较高, 说明摩擦材料中的非金属组元所占体积较小; 材料的洛氏硬度较低, 说明摩擦试验中的对偶磨损相对较小; 材料的抗冲击韧性较大, 表明摩擦组元在材料烧结过程中以机械镶嵌的方式存在基体材料中, 提高了摩擦材料的耐磨性。在高速刹车过程中, 摩擦材料的力学性能确保了其在较大冲击力和较大磨损量条件下的使用。
表 3 摩擦材料的力学性能Table 3. Mechanical properties of friction material密度/ (g·cm-3) 洛氏硬度，HB 冲击韧性/ (J·cm-2) ≥5.72 ≥27 ≥33.5 2.3 摩擦磨损试验
图 2为试样在55.56 m/s刹车速度下的摩擦磨损曲线图。在此刹车速度下, 最大摩擦系数为0.5061, 平均摩擦系数为0.4521;经计算, 离均差率为11.94%, 较小的离均差率说明了铜基摩擦材料具有稳定的摩擦系数。从图中还可以看出, 摩擦系数曲线无明显的振颤现象, 力矩曲线也呈稳定增长趋势, 这也充分表明了该铜基粉末冶金摩擦材料的刹车制动效果平稳, 产生这种现象的原因可能是由于摩擦材料配方中摩擦组元铬铁和铜基体具有良好的润湿性能, 从而提高了摩擦系数的稳定性[12]。
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图 2 铜基粉末冶金摩擦材料在55.56 m/s刹车速度下的摩擦数据曲线Figure 2. Friction curves of Cu-based powder metallurgy material at the braking velocity of 55.56 m/s图 3 (a)是在不同刹车速度条件下摩擦磨损性能试验后试样的摩擦吸收功率和摩擦系数曲线图。摩擦吸收功率是指试样在单位时间单位面积内所吸收的功, 它与摩擦面的温度升高有着直接对应关系, 因此影响试样的摩擦系数。从图 3 (a)可以看出, 随着刹车速度增大, 刹车能量升高, 摩擦面的温度进一步升高, 试样的摩擦吸收功率呈近似线性升高。刹车速度从27.78 m/s增加到44.44 m/s, 试样的摩擦吸收功率速率增长最快; 当刹车速度从44.44 m/s增加到55.56 m/s, 试样的摩擦吸收功率增加相对缓慢, 这表明铜基粉末冶金摩擦材料在低速条件下, 吸收的动能可能主要被铜基摩擦材料中的孔隙吸收并传导到空气当中; 当制动速率超过44.4 m/s时, 摩擦材料的吸收动能会被铜基摩擦材料自身所吸收, 并通过高的导热性将吸收能量传导至空气中。从图中还可以看出, 当刹车速度从27.78 m/s增加到44.44 m/s时, 摩擦系数也相对从0.4040增加到0.5071。但随着刹车速率的提高, 试样的摩擦系数出现了明显下降的趋势, 这可能与摩擦材料的摩擦机理和微观结构有关。
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图 3 不同刹车速度下铜基粉末冶金摩擦材料的摩擦系数和摩擦吸收功率曲线(a)及线性磨损率和质量损失曲线(b)Figure 3. Relationships of friction absorption power–friction coefficient (a) and linear wear rate–mass loss (b) with braking velocity of Cu-based powder metallurgy friction material图 3 (b)是在不同刹车速度条件下摩擦磨损性能试验后试样的线性磨损率和质量磨损。从图 3 (b)可以看出, 试样的线磨损率随刹车速度的变化与质量损失随刹车速度的变化一致, 都呈上升的趋势。当刹车速度从27.78 m/s增加到33.33 m/s, 试样的线磨损率和质量磨损均较大, 这是由于在较低的速度下, 刹车未进入平稳阶段, 出现了较为明显的磨粒磨损; 当刹车速度从33.33 m/s增加到50.00 m/s时, 粘着磨损起主要作用, 因此线性磨损率和质量磨损都相对较小; 当刹车速率增长至55.56 m/s时, 试样的质量磨损呈明显增长趋势, 这可能是由于在高速条件下, 铜基摩擦材料自身软化造成摩擦组元脱落, 从而质量损耗明显。但由于线性磨损率数据的获得是通过千分尺测量一定面积上的厚度损耗而计算得到的, 因此线性磨损率并不能完全反应出摩擦组元的脱落引起厚度的微小变化, 因而线性损耗率增长不明显。
为进一步研究刹车速度对摩擦磨损性能的影响, 探讨摩擦磨损性能与摩擦面的关系, 采用扫描电子显微镜对在不同刹车速度下试样的摩擦面进行分析。图 4所示为不同刹车速度试验后铜基粉末冶金摩擦材料表面的扫描电子显微形貌。从图中可以看出, 当刹车速度为27.78 m/s和33.33 m/s时, 由于刹车速度较低, 摩擦剪切力较小, 因此摩擦表面温度较低, 且未能形成连续完整的氧化膜, 从而出现了较小面积的剥落且剥落的块状物较小, 其中剥落后较小的硬质颗粒在剪切力作用下从摩擦表面脱落, 在摩擦副之间形成磨粒, 在摩擦表面产生犁沟, 发生磨料磨损和剥层损耗, 其磨损主要是由机械啮合作用造成的; 当刹车速度为38.89 m/s和44.44 m/s时, 摩擦表面较为光滑, 无明显的脱落。这是由于随着刹车速度的增大, 摩擦吸收功率增大, 摩擦面的温度提高, 摩擦剪切力的作用也逐渐增强, 氧化膜趋于平滑连续, 摩擦表面与摩擦副的真实接触面积越大, 其机械啮合作用减弱, 粘着机理起主要作用。随着刹车速度的进一步增大, 摩擦表面在较大剪切力的作用下发生了较为严重的脱落。当刹车速度从50.00 m/s逐渐增大到55.56 m/s, 试样摩擦表面单位面积吸收的能量进一步增大, 温度进一步升高, 摩擦表面在较大剪切力的作用下发生了较为严重的脱落。这是由于摩擦产生的高温引起材料软化, 破坏了形成的氧化膜, 降低了分子键的抗剪切强度, 从而在摩擦面上出现了不同程度的犁沟[13-14]。
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图 4 铜基粉末冶金摩擦材料在不同刹车速度下的扫描电子显微形貌Figure 4. SEM images of the Cu-based powder metallurgy friction material under the different velocity3. 结论
(1) 铜基粉末冶金摩擦材料的摩擦磨损性能与刹车速度密切相关。随着刹车速度的增大, 刹车能量急剧升高, 摩擦材料的摩擦吸收功率近似线性增长, 而摩擦系数呈先增大后减小的趋势, 并且铜基粉末冶金摩擦材料的线磨损率与质量磨损随刹车速度增长呈上升趋势。
(2) 在一定的刹车速度下, 铜基粉末冶金摩擦材料摩擦表面的氧化膜愈趋平滑连续。但随着刹车速度的提高, 铜基体自身发生软化, 破坏了已形成的氧化膜, 降低了分子键的抗剪切强度, 从而增大了磨损量。
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图 1 实验用粗晶WC–10Co混合料粉末扫描电子显微形貌：（a）WC粉；（b）Co粉；（c）WC−10Co混合料
Figure 1. SEM images of the coarse-grained WC−10Co mixture powders for experiment: (a) WC powders; (b) Co powders; (c) WC−10Co mixture
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图 5 预压超声时间与压坯密度之间关系
Figure 5. Relationship between the ultrasonic time of preloading and billet density
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图 6 压坯与模壁接触情况：（a）常规压制表面；（b）超声压制表面
Figure 6. Contact between the compact and die wall: (a) conventional pressed surface; (b) ultrasonic pressed surface
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图 8 合金横截面断口金相组织：（a）常规压制；（b）超声压制
Figure 8. Metallographic images of the alloy fracture in cross section: (a) conventional pressing; (b) ultrasonic pressing
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图 9 WC−10Co硬质合金扫描电子显微形貌和WC晶粒尺寸分布：（a）,（b）常规压制；（c）,（d）超声压制
Figure 9. SEM images and WC grain size distribution of the WC−10Co cemented carbides: (a), (b) conventional pressing; (c), (d) ultrasonic vibration pressing
表 1 原始粉末性能参数
Table 1 Performance parameters of the raw powders
原料 费氏粒度 / μm 质量分数 / % 松装密度 /
(g·cm−3)总碳 游离碳 氧 WC 9.6 6.11 0.01 0.01 5.7 Co 1.2 0.02 — 0.30 — 
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表 2 常规压制与超声压制WC−10Co硬质合金力学性能
Table 2 Mechanical properties of the WC−10Co cemented carbides by conventional pressing and ultrasonic pressing
试样 密度 / (g·cm−3) 硬度，HV20 断裂韧性 / (MPa·m2) 抗弯强度 / MPa 常规压制 14.58 1158 20.97 2544 14.57 1170 22.28 2556 14.57 1161 21.02 2420 超声压制 14.62 1163 23.67 2427 14.60 1156 23.58 2150 14.62 1159 24.34 2356
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