文章信息
- 李春华, 王晗, 郝海
- LI Chun-hua, WANG Han, HAO Hai
- AZ91及AZ91-Y合金复合干摩擦性能的对比
- Comparison on the rolling-sliding dry friction property of AZ91 and AZ91-Y alloy
- 材料工程, 2020, 48(1): 108-114
- Journal of Materials Engineering, 2020, 48(1): 108-114.
- http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2018.001159
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文章历史
- 收稿日期: 2018-10-06
- 修订日期: 2019-07-05
镁合金因密度小、比强度高、比弹性模量大等优点,而被广泛用于航空航天、电子、汽车等领域[1-3]。但镁合金同时存在强度低、变形能力差以及耐磨性不足等缺点。实际应用中常引入稀土元素以提高其力学、铸造及耐磨等性能[4-6]。然而镁合金在加工服役过程中,与相互接触的材料不可避免地发生摩擦磨损而损失质量,例如变速箱的壳体与传动轴、转向盘服役工况以及镁合金的轧制加工等[7]。针对这种现状,国内外学者对镁合金的摩擦性能开展了大量的研究,如Chen等在不同的滑动速率及载荷下研究AZ91摩擦磨损行为,结果表明氧化及剥离磨损是轻微磨损的主要机制,而熔化和大塑性变形是严重磨损的主要机制[8]。Torres等向AM50B镁合金中添加不同含量的SiC颗粒并研究其摩擦磨损性能,结果表明低载荷(10~40 N)下氧化磨损为主要机制,高载荷下(150~250 N)磨粒磨损和剥层磨损为主要磨损机制[9]。祁庆琚等在载荷为20~110 N范围内研究不同稀土含量对AZ91镁合金的滑动摩擦性能,指出稀土元素会细化合金组织,在摩擦过程中会增强氧化膜的稳定性从而增强AZ91的耐磨性[10]。Kumar等研究涂层成分对AZ91滑动摩擦性能的影响,结果表明掺杂CeO2的Al2O3涂层有效提高AZ91滑动摩擦性能[11]。Lpezzato等研究纳米石墨颗粒对AZ91离子氧化涂层耐磨性能影响,结果表明纳米石墨颗粒可以填充涂层气孔,可使涂层致密化提高其耐磨性能[12]。Gao等研究TiB2颗粒对AZ91合金耐磨性能的影响,结果表明TiB2可通过提高材料强度和硬度以增强AZ91的耐磨性[13]。Zafari等在高温下(100~250 ℃)研究3%RE作用下AZ91摩擦性能,结果表明RE可以提高AZ91热稳定性和高温强度以提高其高温摩擦性能[14]。Yan等研究稀土Y作用下,挤压并经过T6处理态的AZ91合金的滑动摩擦性能,结果表明增大法向载荷,磨损率逐渐增大而摩擦因数逐渐减小,稀土Y可有效提高AZ91滑动摩擦性能[15]。但现有报道主要集中在镁合金滑动摩擦方面,滚滑动复合摩擦的相关研究鲜有报道,而镁合金轧制加工等服役工况中,因复合摩擦而造成材料损失的现象时常发生。相关研究表明,1.0%Y(质量分数,下同)作用下AZ91合金的显微组织与力学性能最优[16-17],简写为AZ91-Y合金。因此,在不同载荷下对比开展该合金与AZ91基体的复合摩擦实验,从而探究AZ91镁合金复合摩擦磨损规律。
1 实验材料与方法原材料纯度均为工业纯,其中不同材料的质量分数如下所示:纯镁锭(>99.95%)、纯铝锭(>99.7%)、纯锌锭(>99.99%)以及中间合金Mg-3.5Mn, Mg-25Y,采用X射线荧光光谱仪检测AZ91及AZ91-Y试样化学成分,试样实际成分如表 1所示,同时摩擦环尺寸内外径分别为16mm和40mm。
图 1,2分别是AZ91-Y试样的XRD图谱及Al2Y颗粒相形貌。复合摩擦实验参数如下:法向载荷分别为100,200,300 N,试样转速300 r·min-1,对磨时间100 min,滚滑比1:10,对摩擦副为未淬火45钢。采用电子分析天平检测磨损量、带有EDS能谱仪的Supra55型号扫描电镜观察试样表面磨损形貌、DNS100型号万能试验机测试试样拉伸强度,拉伸速率为2 mm·min-1,拉伸试样的尺寸符合GBT228-2002标准。
2 结果与分析 2.1 实验结果图 3(a)为不同载荷下试样的磨损率,磨损率随法向载荷的增大而增大。在相同载荷下AZ91-Y试样的磨损率均低于基体, 其中100 N和300 N载荷下,AZ91-Y合金耐磨性分别提高了21.7%和5.9%。稀土Y元素可消除杂质并提高氧化膜的黏附性,同时Y元素在熔体中原位生成Al2Y硬质颗粒,消耗熔体中的Al元素以降低β相的含量,因此可弱化β相与镁基体界面的开裂倾向[18-19]。灰色块状的Al2Y颗粒在AZ91-Y试样中弥散分布如图 2所示,Al2Y颗粒维氏硬度(548.0)明显高于镁基体(55.3)[21],具有良好的耐磨性。Al2Y颗粒会在熔体凝固过程中发挥异质形核作用细化AZ91-Y合金的铸态晶粒,细晶强化与弥散强化复合作用提高AZ91-Y合金力学性能如图 3(b)所示。图 3(c)为不同载荷下AZ91试样复合摩擦因数,随法向载荷增大摩擦因数逐渐减小。因为材料表面的复合应力场(循环载荷,摩擦力)随法向载荷增大而增大,加剧试样的塑性流变程度。塑性流变进一步增大摩擦副之间的接触面积,使其增幅高于法向载荷的增幅,同时塑性流变也会降低材料表面的粗糙度。100 N载荷下,AZ91试样表面生成黑色氧化膜,黑色氧化膜的粗糙度较大且不易磨损,这造成低载荷(100 N)下复合摩擦因数的波动明显高于其他载荷。
图 3(d)为AZ91-Y摩擦因数,其变化趋势与AZ91基本一致。由于Al2Y颗粒与基体的粗糙度不同,法向载荷100 N时,AZ91-Y合金的摩擦因数波动幅度大于其他载荷,而且随时间延长呈轻微上升趋势。复合摩擦过程中,Al2Y颗粒相的剥落会增大试样表面的粗糙度。硬质颗粒Al2Y的质量分数会对AZ91-Y合金耐磨性产生显著影响,因此利用K值法计算其质量分数,计算结果约为1.7%(Mg作为内标),这表明AZ91-Y合金中稀土Y元素主要存在形式是Al2Y颗粒相。当法向载荷增大至较高载荷时(200,300 N),AZ91-Y试样的磨损率明显增大,Al2Y颗粒的剥落坑可以在短时间内被磨平,因此摩擦因数相对平稳波动。
2.2 受力分析复合摩擦试样在接触面上的应力分布符合赫兹理论,图 4是摩擦试样表面的应力分布示意图,最大法向应力在试样中间轴线上,两侧应力呈椭圆分布递减。稀土Y元素是AZ91-Y与AZ91试样力学性能存在差异的主要因素,因此基于赫兹接触理论,以AZ91试样进行受力计算,同时依据稀土Y元素与AZ91的作用机理,定性分析AZ91-Y试样的载荷分布。
在法向载荷作用下,接触面附近发生微小的变形区。根据赫兹接触理论计算AZ91试样矩形变形区半宽[22],用字母A表示。式中W代表法向载荷;L代表试样厚度;γ代表泊松比;E代表弹性模量。计算过程所涉及材料参数如表 2所示。试样变形区大小与其半径、材料泊松比、弹性模量以及法向载荷有关。在复合摩擦过程中,材料理论变形力可以由矩形接触面积与屈服载荷的乘积得到,计算结果如表 3所示。
低载荷时(100 N),AZ91法向载荷与屈服载荷的应力值相近,但材料未发生明显裂纹扩展(如图 5(a)所示),因其在作用点受三向压应力而变形困难。AZ91-Y试样实际屈服应力略高于AZ91,因此也未发生明显变形及裂纹扩展(如图 5(b)所示)。当法向载荷上升至300 N时,法向载荷明显高于屈服载荷,两试样端面的磨损裂纹如图 5(c),(d)所示。裂纹沿与表面夹角约20°方向向下扩展,裂纹扩展到一定距离后又萌生出向下扩展的微裂纹,主裂纹最终折向表面剥落掉块。复合摩擦实验中,试样滚动接触疲劳而剥落的凹坑如图 6所示。法向载荷300 N时,试样表面摩擦力会显著增大,材料在交变循环载荷与摩擦力叠加下,最大综合切应力将移动到试样表面并造成材料疲劳磨损[22-23],相似情况在钢铁复合摩擦的研究中存在[24-28]。
300 N法向载荷下,AZ91试样在复合应力场下发生塑性流动并在表面萌生疲劳裂纹,试样中的气孔,分散缩孔等铸造缺陷会加剧疲劳裂纹扩展,AZ91-Y试样表面也存在一定的裂纹,但原位生成的Al2Y颗粒会细化晶粒以提高铸件质量并阻碍裂纹扩展,因此疲劳裂纹萌生倾向及扩展速率小。
2.3 磨损形貌分析法向载荷100 N时试样的磨损形貌如图 6(a),(b)所示,氧化物与AZ91基体结合良好且硬度较高,磨损过程中破裂的氧化物未能及时从摩擦面中脱离出去而充当磨粒,使AZ91表面出现轻微磨粒磨损,AZ91-Y试样抗氧化性较强,因此磨损表面相对平整而没有明显的氧化物磨屑。A点的EDS能谱结果如表 4所示,白色磨屑是氧化镁与氧化铁的混合物,这表明低载荷(100 N)下试样发生黏着磨损,摩擦副中的Fe元素通过氧化膜黏着点转移到试样表面,此时摩擦因数较大而磨损量较小,这和图 3(a)中磨损量以及图 3(c),(d)中摩擦因数测试结果一致。
但在法向载荷作用下,高硬度摩擦副的粗糙峰压入AZ91-Y表面发生二体磨粒磨损,同时从基体中剥离的小尺寸Al2Y颗粒临时充当磨粒而发生磨粒磨损,因此其表面出现清晰的犁沟样划痕。法向载荷为100 N时,试样存在多种磨损机制,如磨粒磨损、氧化磨损与黏着磨损,主要磨损机制为磨粒磨损。200 N载荷下AZ91试样的犁沟样划痕进一步扩大,剥离磨损的特征显著增加如图 6(c),(d)所示。
随着法向载荷增大,AZ91合金磨损表面生成大量氧化物磨屑,部分磨屑楔入基体中加剧磨损,同时试样表面的剥离磨损形态逐渐明显。在交变循环的法向力及表面摩擦力的共同作用下,AZ91表面萌生裂纹并扩展发生剥层磨损。在相同载荷下,AZ91-Y表面的犁沟痕迹加深,剥层磨损的面积明显扩大,可能是在二体磨粒磨损的机理下由微观切削磨损逐渐转变为挤压剥落与疲劳剥落,微观机理改变导致材料复合磨损率增大。
300 N载荷下试样表面出现明显的塑性变形及疲劳裂纹,材料发生严重的剥离磨损,这与表 3计算结果基本一致,即法向载荷明显高于理论变形载荷时,试样进入屈服阶段,实际接触面积随载荷的增大而增大,高载荷下材料发生塑性流动而使实际接触面积的增值超过相应载荷,同时塑性流动可降低试样表面粗糙度,因此复合摩擦因数随载荷的增大而减小。AZ91试样的疲劳裂纹在边界处萌生并失稳扩展,裂纹附近有大量的白色氧化物磨屑的堆积。B点的EDS能谱结果如表 4所示,图 6(e)白色氧化物中Fe元素含量明显增多,即高载荷下摩擦副与AZ91试样黏着磨损加剧,黏着点的破裂诱导材料发生剥层磨损增大复合磨损率。AZ91-Y磨损表面的氧化物相对较少,但表面出现一定量的凹坑如图 6(f)所示,凹坑是大颗粒相的Al2Y剥落以及大片氧化磨屑在法向应力切削下产生。因此试样在300 N法向载荷下,磨损机制为氧化磨损,剥层磨损,黏着磨损以及疲劳磨损,主要磨损机制是剥层磨损,多种磨损机制复合作用导致试样磨损率增大。
3 结论(1) 随法向载荷逐渐增大,AZ91与AZ91-Y试样的复合磨损率线性增大,300 N载荷下,两试样磨损率分别增大,材料发生明显塑性流变使其接触面积的增幅高于法向载荷,但复合摩擦因数逐渐减小。
(2) 复合摩擦工况下,试样表面应力分布符合赫兹理论,剥层裂纹从表面萌生并斜向下扩展发生磨损。原位生成的Al2Y硬质颗粒可发挥异质形核作用,增强材料塑性变形抗力以提高AZ91-Y镁合金的耐磨性。
(3) AZ91及AZ91-Y合金的主要磨损机制与载荷相关,100 N和300 N载荷下主要磨损机制分别是磨粒磨损和剥层磨损,AZ91-Y合金耐磨性分别提高了21.7%和5.9%。
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