郭成偉，徐曉東，周芳芳，王清河，王文龍，張?zhí)煨瘢尴操R，鮑宇飛

(承德石油高等專科學(xué)校 a.工業(yè)技術(shù)中心；b.石油工程系，河北 承德 067000)

AZ61鎂合金滑動摩擦磨損性能

郭成偉a，徐曉東a，周芳芳b，王清河a，王文龍a，張?zhí)煨馻，崔喜賀a，鮑宇飛a

(承德石油高等?？茖W(xué)校 a.工業(yè)技術(shù)中心；b.石油工程系，河北 承德 067000)

研究鑄態(tài)AZ61鎂合金在銷-盤接觸模式下的干磨損行為，測量AZ61鎂合金在0.1～2.0 m/s滑動速率下加載20～360 N時摩擦系數(shù)和磨損率的變化，結(jié)果表明：合金磨損機制包含了微觀切削、氧化磨損、磨粒磨損、剝層磨損、熱軟化磨損和融化磨損。加載載荷較小時，滑動速率增加減少磨損面之間微接觸點作用時間，造成材料應(yīng)變滯后，合金磨損率逐漸減小，摩擦系數(shù)減小。增加載荷，滑動速率增加，剝層磨損出現(xiàn)并主導(dǎo)磨損率的增加。其后熱軟化磨損和融化磨損導(dǎo)致磨損表面材料轉(zhuǎn)移更加嚴重，磨損率出現(xiàn)急劇增加。熱軟化時發(fā)生化合物融化導(dǎo)致磨損率增加不連貫性。

AZ61鎂合金；干磨損；磨損率；摩擦系數(shù)；磨損圖

鎂合金質(zhì)量輕、比強度低，具有良好的加工成型性能跟優(yōu)異的機械加工性能，在汽車行業(yè)、航空領(lǐng)域的應(yīng)用前景十分可觀[1]。然而，由于其抗磨損性能較差嚴重制約了鎂合金的進一步應(yīng)用。但是隨著高性能鎂合金的研制成功[2,3]，鎂合金在摩擦學(xué)領(lǐng)域的應(yīng)用前景慢慢顯現(xiàn)。目前，鎂合金摩擦磨損研究主要集中在AZ31、AZ91以及此為基體添加增強相的復(fù)合材料上[4-8]。本文通過研究在不同速率和不同載荷下AZ61鎂合金磨損行為，探討鎂合金在常溫下的磨損機理，通過研究磨損行為與磨損機制的聯(lián)系，制作了AZ61鎂合金的磨損圖。

1 實驗部分

實驗材料為鑄態(tài)AZ61鎂合金，成分是Mg-5.91%Al-0.93%Zn-0.22%Mn，采用Rigaku型 X射線衍射儀分析合金的相組成，采用激光共聚焦顯微鏡去觀察鑄態(tài)合金的原始組織。

在 MG-2000型銷-盤式摩擦磨損試驗機上進行摩擦磨損試驗，環(huán)境溫度維持在25 ℃。通過車床將AZ61合金鑄錠加工為φ6mm×13 mm尺寸的銷狀試樣，試樣端面依次采用#400、#800、#1 000、#2 000砂紙進行打磨，接著利用超聲波清洗機依次在丙酮、酒精試劑中清洗以及吹干。磨盤材料為高碳鉻鋼，洛氏硬度為55，尺寸為φ70 mm×10 mm，磨道直徑為φ60 mm?；瑒铀俾史謩e為0.1 m/s、0.5 m/s、1.0 m/s 和2.0 m/s，加載載荷為20 N～360 N，滑動距離為565.2 m。磨損后通過掃描電鏡和能譜分析儀分析了磨損試樣表面的微觀形貌和化學(xué)元素分布。

2 結(jié)果與分析

2.1材料性能

圖1為AZ61鎂合金的XRD圖譜分析，合金主要由α-Mg固溶體和β-Mg17Al12相組成。圖2為鑄態(tài)AZ61合金原始相組織的金相照片，可以看到第二相β-Mg17Al12在晶粒內(nèi)部和晶界處均有分布。第二相β-Mg17Al12與α-Mg固溶體相互作用，在兩相的連接處存在共晶組織。這種組織形態(tài)是由于隨著鋁含量的增加，第二相β-Mg17Al12的含量也逐漸增加，合金在凝固過程中，第二相不能完全固溶于α-Mg中，會在晶內(nèi)形成析出，形成圓球顆粒。合金中第二相β-Mg17Al12的含量隨著鋁含量的增加而增加，鋁含量在超過5.3%時，抗拉強度達到穩(wěn)定值，同時具有良好的延展性[9]。實驗所用AZ61鎂合金抗拉強度為331 MPa，合金顯微硬度為63.2±3.2 HV。

2.2磨損行為

2.2.1 摩擦系數(shù)

AZ61合金摩擦系數(shù)隨滑動速率與加載載荷的變化如圖3所示。在0.1～1.0 m/s滑動速率下，隨著加載載荷的增大，摩擦系數(shù)都經(jīng)歷了初始的增加，然后略微減小，最后保持基本穩(wěn)定的一個狀態(tài)。Archard等人研究了磨損的微觀機理[10,11]，認為摩擦界面是兩個磨損面以大量凹凸點相互接觸形成的，大量的凹凸點形成一個與加載載荷成正比的真實接觸面，接觸面面積只與加載載荷有關(guān)。摩擦系數(shù)初始的增加，是由于增加載荷可以使磨損表面產(chǎn)生更大的塑性變形，增加磨損實際接觸面積，使摩擦系數(shù)增加。滑動速率為2.0 m/s 時，摩擦系數(shù)隨加載載荷增加發(fā)生增加與減小后，未保持穩(wěn)態(tài)，而是發(fā)生了急劇增加。

通過對不同速率下加載載荷為20 N試樣磨損后表面觀察(見圖4)，發(fā)現(xiàn)0.1 m/s時，磨損表面存在大量沿滑動方向的切削溝痕，整個表面粗糙度較高，觀察0.5 m/s時的磨損表面，磨損表面的粗糙度得到稍微改善，溝痕寬而平緩，銳利的切削痕跡已經(jīng)消失。1.0 m/s時的磨損表面存在大量氧化顆粒，同時表面粗糙度得到有效改善，較深的摩擦溝痕已經(jīng)消失，取而代之的是很淺的擦痕。當(dāng)滑動速率增加到2.0 m/s時，磨損表面較為平滑，粗糙度最低，表面出現(xiàn)少量微小的剝落特征。結(jié)合磨損表面特征得出，加載低載荷時，摩擦系數(shù)的大小與磨損后磨損表面的粗糙度存在直接關(guān)系，粗糙度越大，摩擦系數(shù)越大；粗糙度越小，摩擦系數(shù)越小。

2.2.2 磨損率

AZ61合金磨損率隨滑動速率與加載載荷的變化如圖5所示。當(dāng)滑動速率為0.1 m/s時，磨損率隨加載載荷增加而緩慢增加，當(dāng)加載載荷超過140 N后，磨損率隨加載載荷增加而增加很小。0.5 m/s時，加載載荷為20～280 N內(nèi)，磨損率變化與0.1 m/s時的變化規(guī)律一致，但是整體磨損率數(shù)值偏小，顯示了較0.1 m/s時更好的磨損性能；當(dāng)加載載荷超過280 N時，磨損率出現(xiàn)快速增加，超過0.1 m/s時的磨損率，磨損性能出現(xiàn)下降。1.0 m/s時，加載載荷為20～140 N內(nèi)，磨損率變化與0.5 m/s時的變化規(guī)律一致，但是整體磨損率數(shù)值偏小，顯示了較0.5 m/s時更好的磨損性能；當(dāng)加載載荷超過160 N 時，磨損率出現(xiàn)快速增加，磨損性能出現(xiàn)下降。但是在加載200 N附近，磨損率突然減小，快速增加的趨勢出現(xiàn)了不連續(xù)性。2.0 m/s時，加載載荷為20～90 N內(nèi)，磨損率較低滑動速率時低，因此擁有優(yōu)于低滑動速率時的抗磨損性能。當(dāng)載荷超過90 N時，磨損率急劇增加，磨損性能較差。磨損率在加載80 N時，也出現(xiàn)了增加的間斷性。

圖6為AZ61鎂合金加載20 N和40 N時，在不同滑動速率時的變化情況。加載不同載荷情況下，磨損率隨滑動速率的增加而減小，磨損性能在低載情況下隨滑動速率的增加而得到改善。這種現(xiàn)象是因為滑動速率的增加導(dǎo)致磨損面微觀應(yīng)變減小造成的。如前所述Archard理論[10,11]，摩擦界面實際的接觸面積只與加載載荷有關(guān)，載荷確定時，真實接觸面積便是確定的。隨著滑動速率增加，試樣磨損面在一定時間內(nèi)滑動摩擦的距離逐漸增加，對應(yīng)的微觀凹凸點的碰撞與磨損發(fā)生頻率也不斷增加，導(dǎo)致單次微觀凹凸點之間相互作用的時間減少。根據(jù)應(yīng)變遲滯作用，微觀凹凸點上的應(yīng)變也逐漸減小。因此，0.1 m/s時，磨損表面微觀凹凸點受力時間較長，磨粒在磨損界面時，能夠充分嵌入磨損面，造成較深的微觀切削溝痕，這種磨損現(xiàn)象能夠有效增加磨損阻力，不僅引起摩擦系數(shù)增加，同時切削作用使得磨損率較高。當(dāng)滑動速率增加后，0.5 m/s時，磨粒在磨損界面由于作用時間減小，并不能有效嵌入磨損面，所以切削溝痕減少，呈現(xiàn)出普通的寬淺犁溝，同時摩擦系數(shù)和磨損率降低。當(dāng)滑動速率繼續(xù)增加，凹凸點作用時間進一步減少，應(yīng)變更小，表面更加光滑。2.0 m/s時，磨損表面很光滑，同時伴有少量微削剝落，這是因為微觀接觸點在一定時間內(nèi)的碰撞磨損太頻繁，急速的振動往復(fù)，使材料的疲勞強度嚴重降低。

2.3磨損表面觀察

圖7為AZ61合金在不同滑動速率和加載載荷時的磨損表面形貌。結(jié)合圖4可以完整地觀察到AZ61合金經(jīng)歷的全部磨損機制，微觀切削、氧化、磨粒、剝層、熱軟化和表面熔化。圖7a)為0.5 m/s加載140 N時的磨損表面，表面存在許多沿滑動方向的犁溝，犁溝較淺且寬，局部出現(xiàn)小塊的剝層脫落。磨損機制正由磨粒磨損逐漸向剝層磨損轉(zhuǎn)化。圖7b)為2.0 m/s加載40 N時的磨損表面，磨損表面較為平滑，邊界銳利的犁溝已經(jīng)消失，但存在很多的剝層現(xiàn)象，剝層附近存在許多與犁溝垂直或呈成一定角度的裂紋，裂紋的長大與交合將造成剝層的出現(xiàn)。圖7c)為1.0 m/s加載160 N時的磨損表面與磨損邊緣，磨損表面光滑，氧化顆粒已經(jīng)消失，犁溝也在逐漸消失；磨損邊緣擠壓出的材料仍存在顯微銳邊，說明合金塑性增強，但并未熔化，磨損機制逐漸由熱軟化磨損起主導(dǎo)作用。圖7d)為2.0 m/s加載100 N時的磨損表面與磨損邊緣，磨損表面非常光滑，不存在氧化顆粒和犁溝；磨損邊緣出現(xiàn)擠壓出的合金分層明顯，層與層的分割輪廓圓潤，是熔化后材料的多層擠出凝固所致，證明已經(jīng)發(fā)生了表面熔化磨損機制。

2.4輕微-嚴重磨損轉(zhuǎn)變與組織變化

根據(jù)AZ61合金的磨損行為和磨損表面形貌分析，制作了合金的磨損圖，如圖8所示。

0.1 m/s時，滑動速率小，磨損距離確定時，磨損時間較長，不利于磨損面摩擦熱的積累，因此并未發(fā)生熱軟化現(xiàn)象。磨損機制在140 N時，轉(zhuǎn)變?yōu)橐詣儗幽p為主，而在20～140 N時，磨損表面存在大量氧化顆粒、微觀切削溝痕和犁溝，氧化磨損、微觀切削和磨粒磨損同時作用于磨損表面，形成復(fù)雜的磨損過程。整個0.1 m/s速率時的磨損率呈現(xiàn)出比較平穩(wěn)的趨勢，即使增加加載載荷，磨損率并未出現(xiàn)顯著的提高，這主要是因為材料的加工硬化造成的。0.5 m/s時，磨損過程經(jīng)歷了三個階段，復(fù)雜的氧化磨損、微觀切削和磨粒磨損階段、剝層階段以及熱軟化階段。在20～80 N內(nèi)，磨損表面經(jīng)歷復(fù)雜的多種磨損機制階段，隨載荷增加，磨損表面氧含量增加，氧化加重。在80～280 N內(nèi)，磨損機制主要以剝層磨損為主，磨損表面出現(xiàn)大大小小的剝落坑。在前兩個階段內(nèi)，加工硬化效果使磨損率增長不明顯，這與硬度影響磨損性能的研究一致，同時推論可得硬化效果在熱軟化機制剛剛為主前，達到最大。當(dāng)載荷大于280 N時，磨損機制主要以熱軟化磨損為主，磨損表層及亞表層出現(xiàn)再結(jié)晶現(xiàn)象，等軸的新晶粒硬度下降，造成磨損率快速上升。1.0 m/s和2.0 m/s 時，磨損過程都經(jīng)歷了四個階段，除了前三階段又增加了表面融化階段，這是由于快速磨損造成大量的摩擦熱積累，磨損面熱量來不及傳導(dǎo)出去，導(dǎo)致磨損面溫度超過材料融化溫度。融化產(chǎn)生時，磨損面材料被不斷擠出，產(chǎn)生特殊的多層融化-凝固形態(tài)，磨損率快速增加，表面氧化消失，是極嚴重的磨損狀態(tài)。

3 結(jié)論

1)AZ61合金在0.1 m/s、0.5 m/s、1.0 m/s和2.0 m/s滑動速率下，磨損率基本隨加載載荷的增加而增加，但是β-Mg17Al12與β-Mg17Al12和α-Mg生成的共晶體熔化會阻止磨損率上升，甚至降低磨損率。

2)AZ61合金磨損機制主要包括微觀切削、氧化、磨粒磨損、剝層磨損、熱軟化和熔化磨損?；瑒铀俾实陀?.0 m/s時，低載荷時，微觀切削出現(xiàn)，并與氧化和磨粒磨損共同作用?；瑒铀俾食^1.0 m/s時，低載時只有氧化和磨粒磨損作用。

3)制作了AZ61合金0.1～2.0 m/s時的磨損圖。磨損率主要受磨損機制的影響，當(dāng)發(fā)生熱軟化和熔化磨損時，磨損率顯著增加，發(fā)生嚴重磨損。

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DrySlidingWearPropertyofAZ61MagnesiumAlloy

GUO Cheng-weia, XU Xiao-donga, ZHOU Fang-fangb, WANG Qing-hea, WANG Wen-longa, ZHANG Tian-xua, CUI Xi-hea, BAO Yu-feia

(a.Industrial Technology Center; b. Department of Petroleum Engineering,Chengde Petroleum College, Chengde 067000, Hebei, China)

Wear behavior of AZ61 casting alloy under dry sliding conditions using a pin-on-disc configuration within a load range of 20～360 N and at sliding speeds of 0.1 m/s, 0.5 m/s, 1.0 m/s and 2.0 m/s, separately, had been researched. The wear rate and coefficient of all velocities had been measured at the same time. The results showed that AZ61 alloy wear mechanisms included micro-cutting, abrasion, oxidation, delamination, thermal softening and surface melting. When the loaded forces were less than 40 N, the sliding velocity increasing would led the micro-contact points between worn surface interacted time reducing, besides the strain hysteresis, which induced wear rate and coefficient of friction decreasing. When the loaded forces and sliding velocity were increasing, delamination happened and dominated wear rate increasing, gradually. When thermal softening and surface melting appeared, worn surface experienced a very severe alloy transfer process which caused wear rate underwent a dramatic increase. The melting of small amount of eutectics (β-Mg17Al12phase+α-Mg solid solution phase) in AZ61 led to wear rate curves appear plateaus even valleys in its rising process.

AZ61 alloy; dry sliding wear; wear rate; coefficient of friction; wear map

TG146.22

A

1008-9446(2017)05-0035-05

2016-12-06

郭成偉(1988-)，男，山西忻州人，助教，碩士，主要從事材料學(xué)金屬研究，E-mail：474211924@qq.com。