陶瓷材料耐磨机理研究进展
吴洋
摘 要：耐磨材料被广泛地应用于工业生产的各个领域，而随着科学技术和现代工业的高速发展，由于材料磨损引起的能源和材料消耗增加等所造成的经济损失相当惊人。近年来，对材料磨损和耐磨材料的研究，越来越引起国内外研究者的重视，材料的耐磨性能受到多方面的影响，本文主要从陶瓷材料本身出发，探讨影响陶瓷材料耐磨性能的机理。
关键词：陶瓷材料；耐磨性能；显微结构
1 引言
近年来，先进结构陶瓷材料由于具有耐高温、抗氧化、优良的耐磨性能、低的膨胀系数以及耐腐蚀等优点而受到各国科研工作者广泛的关注，并且在一些工业领域已经获得了实际的应用，如刚玉瓷、氮化硅、氮化硼等，由于其具有较高的硬度以及良好的耐磨性能而在工业化生产用作磨具[1，2]。随着工业的飞速发展、烧结方式的优化、原料纯度的提高，人们趋向于改善传统陶瓷材料所固有的脆性的问题，使得先进结构陶瓷材料能够有更为广阔的发展空间。
将陶瓷用作耐磨材料是最近几十年才发展起来的，在20世纪八十年代，渐渐的出现一些如硼化物、碳化物以及氮化物之类的耐磨的陶瓷材料[3-6]，随后各国都投入大量的资源开始了研究，由于其发展较晚，所以对于陶瓷材料的耐磨损的机理也大多参照了金属材料，许多的研究者对陶瓷材料的磨损建立了模型[7-13]，提出了不同的磨损机理，但总的来说，影响陶瓷材料耐磨性能的因素主要有两方面：其一，材料本身的组织结构；其二，外部因素，诸如载荷、温度以及气氛等。本文主要从陶瓷材料本身出发，对陶瓷材料的耐磨机理进行了总结。
2 陶瓷材料耐磨性机理的研究
2.1力学性能对陶瓷材料耐磨性能的影响
在早期研究陶瓷材料的耐磨性能时，对比于金属材料，人们认为陶瓷材料的硬度跟磨损有很大的关系，但后来发现，陶瓷的硬度和磨损的关系并不是那么的明显，例如氧化铝陶瓷的硬度要高于TZP陶瓷[14，15]，但是耐磨性能并不一定高于TZP陶瓷，虽然硬度在一定的程度上能够反映晶界的结合强度，但是磨损最终是由于材料脱离磨损表面而形成的，所以陶瓷材料的硬度不再作为衡量磨损的一个预见性的指标。也有研究报道，陶瓷材料的脆性直接影响磨损率，并且构建了陶瓷脆性断裂的模型，并且推导出了一些公式，Evans等[7]认为陶瓷的磨损率符合以下关系式V=α·■E/H■·L，式中：V-磨损体积；W-载荷；KIC-断裂韧性；H-硬度；α-与材料有关的系数；E-弹性模量；L-滑行距离；从式中可以看出，随着材料断裂韧性的和硬度的提高，陶瓷的磨损率逐渐的降低，耐磨性越好。Fischer[16] 通过对氧化锆陶瓷材料耐磨性的影响的研究发现，陶瓷的磨损率跟断裂韧性呈现出一定的线性关系，他们的关系满足Wr=c·K■■，式中：Wr-磨损体积；KIC-断裂韧性；c-常数；这些研究表明陶瓷的断裂韧性越好，其耐磨性能也就越好。Wang等[17]通过对磨损状态的分析认为存在以下的关系式：V=C·■·■，其中：V-磨损体积；C-经验常数；P-载荷；D-滑行距离；σmax-滑行引起的最大切向应力；σD -陶瓷断裂的临界应力；Hv-显微硬度。这表明陶瓷的磨损还跟表面的应力状态密切相关，陶瓷断裂的臨界应力越小，在相同的情况下，陶瓷的磨损变得更严重。
2.2陶瓷材料的显微结构对耐磨性能的影响
陶瓷材料的微观结构跟材料的宏观性能有着极大的联系，陶瓷材料的性能在很大程度上取决于其显微组织，其显微组织特征包括：晶相的种类，晶粒的大小、形态、取向和分布；位错、晶界的状况，玻璃相的形态和分布；气孔的形态、大小、数量和分布；各种杂质、缺陷、裂纹存在的开式、大小、数量和分布；畴结构的状态和分布等。陶瓷材料是晶粒和晶间组成的烧结体，耐磨性能跟材料的显微结构有着很大的联系，晶粒的大小，晶界相的组成，晶界上的应力的分布，气孔等等一些因素均会影响到陶瓷材料的耐磨性能。
2.2.1晶粒的尺寸对陶瓷耐磨性能的影响
在金属材料中，往往通过细化晶粒的强度从而来提高材料的力学性能，在工业化生产中，常常称之为细晶强化，晶粒的粒径越小，晶界的面积也就越大，晶界的分布也就会越曲折，这样有效地增加了裂纹扩展的路径，有助于分散材料内部的应力集中，有利于提高陶瓷材料的性能。对氧化铝、氧化锆陶瓷的耐磨性能研究发现[21，22]，当晶粒较小时，主要发生的是塑性变形和部分的穿晶断裂，产生轻微的磨损，当晶粒的尺寸较大的时候，材料的内部发生的主要是沿晶断裂，有大个的晶粒从材料的内部整体的拔出，产生严重磨损。
Yingjie he 等[23]通过研究四方氧化锆中晶粒尺寸对滑动摩擦的影响发现，当晶粒的尺寸从1.5 μm减小到0.18 μm时，TZP陶瓷的耐磨性能提高了8倍。当晶粒的尺寸小于0.7 μm时，耐磨性和晶粒尺寸符合Hall-petch-type关系，即W-1∝G-1/2，其中：W—磨损量；G—晶粒的尺寸，这时磨损主要产生的是塑性变形和微裂纹的扩展，对于晶粒的尺寸超过0.9 μm时，随着晶粒尺寸的增大，陶瓷的耐磨性能是逐渐降低的，此时的磨损机制主要是沿晶断裂所造成的晶粒拔出，从而造成严重磨损。Lee等[18]研究Y-TZP陶瓷也发现，大晶粒的材料去除率高，减少晶粒的尺寸能够提高陶瓷的耐磨性能。Wang等[24]研究也表明小晶粒的氧化铝陶瓷比粗晶粒的氧化铝陶瓷具有更高的抗磨损突变性能。Dogan等[25]指出：材料的缺陷随着晶粒尺寸的增大而不断的增大，大尺寸的缺陷造成在磨损的过程中材料的去除量增加，从而引发严重磨损，如图所示，通过比较细晶材料和粗晶材料，细晶材料即便是发生多处的晶粒拔出的现象，在整体材料的去除量上也可能小于粗晶材料单个或者几个晶粒的去除量，在整体上的表现就是粗晶材料的磨损率要高于细晶材料。
2.2.2 气孔率对陶瓷耐磨性能的影响
陶瓷制品当中，气孔对陶瓷的性能有着很重要的影响，气孔相当于一种缺陷的存在，它会造成应力的集中，加速裂纹的扩展，降低晶粒之间的结合强度，严重影响陶瓷制品的力学性能。Tucci等[26]指出在摩擦力的作用下，气孔之间可能会彼此连接起来形成裂纹源，加速材料的磨损。Wotton[27]发现，气孔的存在会极大的降低陶瓷制品的耐磨性能。M.C.gui[28]研究发现在不同的载荷的情况下，陶瓷的磨损率并不一样，在低载荷时，气孔不会造成裂纹的扩展，而在高载荷的情况下，气孔变得不稳定，会在气孔处形成裂纹，并且还会导致裂纹的扩展，此时，制品会表现出极高的磨损率和较小的抗磨损突变性能，也有研究[29]表明在不同的载荷下，当气孔率增加时，容易造成晶间断裂，引发磨粒磨损，加速磨损的过程，如图2所示。
2.2.3 晶界相以及晶间杂质的影响
陶瓷是由晶粒，晶界相和气孔等组成，在烧结的过程中，加入到陶瓷当中的一些添加剂和一些杂质成分主要是以第二相或者玻璃相的形式存在于晶界上，他们的存在会对晶粒之间的结合强度造成一定的影响，在陶瓷摩擦磨损的过程中，裂纹很容易在晶界处产生，较低的晶界结合强度会造成在磨损过程中的沿晶断裂，引起整片晶粒的拔出，造成严重磨损。
对氧化锆的耐磨性能研究[30]中发现，在ZrO2陶瓷当中添加适量的CaO、MgO和SiO2能够提高陶瓷的耐磨性能，这是由于在晶界处生成了第二相，能够降低晶粒间的微观应力，提高了晶界结合强度，降低了晶粒被整体拔出的几率。对于氧化铝陶瓷[31]来说，由于晶粒在各向异性生长时会在晶界处产生残余的应力，当在其中加入稀土添加剂Sm2O3，有效的促进了晶界上第二相六铝酸钙的形成，降低了晶界处玻璃相的含量，有效的缓解由于热膨胀系数不同而造成的晶界处的应力集中，增强了晶界结合强度，使得陶瓷的耐磨性能得到提高。L.esposito[32]研究了显微结构对氧化铝陶瓷耐磨性能的影响发现，第二相的组成和玻璃相的组成决定材料的磨损特性，细晶的氧化铝陶瓷制品的磨损率受玻璃相的影响比粗晶的大，也有研究表明，热压烧结的陶瓷的磨损率比无压烧结的耐磨性能要好得多，这是因为，第一方面，热压烧结有效地降低了陶瓷制品内部的气孔率，其次，热压烧结能够降低晶粒之间的微观应力，有利于提高晶界结合强度，最终提高陶瓷的耐磨性能。多晶陶瓷的添加剂一般会以玻璃相的形式存在于陶瓷晶界上，在摩擦的过程，产生的高温会降低玻璃的粘度，从而引发塑性变形，若邻近的晶界的应力不能相适应则会引发晶界处的裂纹，引发严重磨损。
3 总结
由于陶瓷材料在工业领域表现出的卓越的性能，研究掌握影响陶瓷的耐磨性能的机理，使之更好的服务于现代化工业显得尤为紧迫，各国的科研工作者已对此开始了广泛的研究工作，但是由于材料的磨损机理在不同的工作环境下是不一样的，对不同耐磨材料磨损的机制，磨损的失效缘由进行系统的分析，通过分析得出结论，然后构建材料耐磨性和材料组织结构性能之间的关系，深入剖析影响材料耐磨性能的机理，制备出性能优良的耐磨陶瓷材料，可以大大的减少磨损，有利于提高机械设备和零件的使用安全年限，具有非常重要的理论意义和巨大的社会效益。
参考文献
[1] E. Gugel， Non Oxide Ceramics（Silicon Carbides， Silicon Nitride， Sialon）[J].Ceramics for future Automotive Technologies， ed. H. Krockel et. D. Reidel Publishing Company， 1982.
[2] 李志宏，宜云雷，趙博.强势发展中的超硬材料行业[J].金刚石与磨料磨具工程，2004（4），60～65.
[3] D.H.Buckley， Friction and Wear Behaviour of Glasses and Ceramics[J]. Plenum， New York， 1974.
[4] C.S.Yust， Low Speed Seiding Damage in TiB-Ni Composites， Wear of Materials[J]. ed. K. C. ludema， ASME， New York， 1983， 167～173.
[5] R.H.J.Hannink and M.J.Murray， Magnesia-Partially Stabilized Zirconias（Mg-PSZ） as Wear Resistant Materials[J]. Wear of Materials， ed. K. C. Ludema，1983， 181～186.
[6] P. K. Mehrotra， Mechanisms of Wear in Ceramic Materials， Wear of Materials[J]. ed. K. C. Ludema， 1983， 194～201.
[7] A.G. Evans and D. B. Marshall. Wear mechanism in ceramics[J]. Fundamental of friction and wear of material， 1981： 439～446.
[8] K. Kato， Tribology of ceramics[J].Wear， 1990， 136： 117～123.
[9] B. Y. Ting， W. O. Winer. Friction-induced thermal influence in elastic contact between spherical asperities[J].ASME， J. Tribol.， 1989， 111： 315～321.
[10] S. J. Cho， B. J. Hockey， B. R. Lawn et al. Grain-size and R-curve effects in the abrasive wear of alumina[J].J. Am. Ceram. Soc.， 1989， 72（7）： 1249～1255.
[11] Y. S. Wang， S. M. Hsu， R. G. Munro. A new model for alumina sliding wear[J].Proc. Japan Int. Tribology Conf.， Japan Society of Tribologists， Tokyo， 1990， Vol.2： 1225.
[12] H. Y. Liu， M. E. Fine， H. S. Cheng， A model for microfracture controlled sliding wear in ceramics： Grain size dependence， presented at 93th Annu. Meet of the Am. Ceram. Soc.， Cincinnati， OH， 1991： 1011～1015.
[13] L. B. Siblely， C. M. Allen. Friction and wear behavior of refractory materials at high sliding velocities and temperature， Wear， 1962， 5： 312～320.
[14] C. Piconi， G. Maccauro. Zirconia as a ceramic biomaterial， Biomaterials， 1999，20： 1 ～25.
[15] 王东方，毛志远. 四方氧化锆多晶瓷的磨料磨损[J].硅酸盐学报，1996， 23（5）：518～524.
[16] Fisher T E， Anderson M P， Tahanmir S， et al. Friction and wear of tough and brittle zirconia in nitrogen， air， water， hexadecane containing stearic acid， Wear，1988， 124： 133～148.
[17] Wang Y S， Hsu S M， Munro R G. A wear model for alumina sliding wear， Proceeding of the Japan Int. Trib. Conf.， Nagoya， 1990： 1225～1230.
[18] Seung Kun Lee， R. P. Jensen， M. J. Readey， Effect of grain size on scratch damage in Y-TZP ceramics， J. Mater. Sci. Lett.2001， 20： 1341～1343.
[19] Bikramjit Basu， Jozef Vleugels Omer Van Der Biest， Microstructure-toughness-wear relationship of tetragonal zirconia ceramics， J. Eur. Ceram. Soc.， 2004，24：2031～2040.
[20] Gulgun M， Putlayev， Valevy， et al. Yttrium in polycrystalline α-alumina， J. Am.Ceram. Soc.， 1999， 82： 1849～1859.
[21] Zum Gahr K H， Bundschuh W， Zimmerlin B， Effect of grain size on friction and sliding wear of oxide ceramics， Wear， 1993， 162-164：269～279.
[22] Mukhopadhyay A K， Mai Y M， Grain size effect on abrasive wear mechanisms in alumina ceramics， Wear， 1993，162_164：258～268.
[23] Yingjie He， Louis Winnubst， Anthonie J， Burggraaf， Grain-size dependence of sliding wear in tetragonal zirconia polycrystals， J. Am. Ceram. Soc.， 1996，79（12）：3090～3096.
[24] Y. S. Wang， S. M. Hsu. The effect of operating parameters and environment on the wear and wear transition of alumina， Wear， 1996， 195， 90～99.
[25] C. P. Dogan， J. A. Hawk. Role of composition and microstructure in the abrasive wear of high-alumina ceramics， Wear， 1999， 225-229： 1050～1058.
[26] Tucci A， Esposito L. Microstructure and tribological properties of ZrO2 ceramics， Wear， 1994， 172： 111～119.
[27] A. Wootton， M. Mirande-Martinez， R.W. Davidge， et al. Wet erosive wear behaviour of fine-grain zircon ceramic， J. Eur. Ceram. Soc.， 1996， 16： 483～491.
[28] M.C. Gui， S. B.Kang， J. M. Lee. Influence of porosity on dry sliding wear behavior in spray deposited Al–6Cu–Mn/SiCp composite， Materials Science and Engineering， 2000， A293： 46–156.
[29] lhaqq A. Hamid， P.K. Ghosh， S.C. Jain， Subrata Ray. The influence of porosity and particles content on dry sliding wear of cast in situ Al（Ti）–Al2O3（TiO2） composite， Wear， 2008， 265：14-26.
[30] Ajayi O， Ludema K C. The effect of microstructure on wear of ceramic materials， Wear， 1992， 154： 371～385.
[31] 吳洋，吴伯麟.稀土Sm2O3对98 氧化铝陶瓷耐磨性能的影响[J].人工晶体学报，2015：44（9）：2480～2483.
[32] 陈志刚，陈昶，朱贞祥. （Ce-TZP）-Al2O3复合陶瓷磨损性能研究[J].硅酸盐通报， 1990， 9（4）： 9～16.
