丁許栩，吳曉藍(lán)，王 為，饒 茂，毛雪晶，高坤元，魏 午，黃 暉

(1. 北京工業(yè)大學(xué) 新型功能材料教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100124；2. 西南鋁業(yè)(集團(tuán))有限責(zé)任公司，重慶 400000)

7×××系鋁合金因其具有比強(qiáng)度高、加工性能好等特點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于航空航天、交通運(yùn)輸?shù)阮I(lǐng)域[1]，然而在對(duì)耐磨和載重性能要求較高的應(yīng)用中[2]，7×××系鋁合金往往因其相對(duì)較差的摩擦性能而受到限制。因此，7×××系鋁合金的摩擦性能是目前值得關(guān)注的方向。

金屬材料的摩擦性能與其微觀組織及力學(xué)性能密切相關(guān)[3-4]。國內(nèi)外研究[5-6]發(fā)現(xiàn)，向7×××系鋁合金中添加微量稀土元素，將有望改善鋁合金組織，并提高其力學(xué)性能。因此本研究希望通過向Al-Zn-Mg合金中添加微合金化元素Er，從而改善合金微觀組織并提高合金力學(xué)性能，進(jìn)而改善Al-Zn-Mg合金的耐摩擦性能。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 材料的制備

試驗(yàn)合金原料為高純鋁，純鋅，純鎂，Al-6wt%Er、Al-10wt%Zr中間合金，通過電阻爐熔煉制得，實(shí)際化學(xué)成分如表1所示。合金先經(jīng)350 ℃×10 h+475 ℃×12 h 均勻化處理，然后在450 ℃下連續(xù)熱軋(壓下量90%)，再在470 ℃固溶2 h，最后在120 ℃時(shí)效0～216 h。

表1 試驗(yàn)合金實(shí)際化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

1.2 結(jié)構(gòu)表征及性能測試

采用HXD-1000型顯微硬度計(jì)對(duì)合金進(jìn)行硬度測試，加載載荷砝碼為100 g，加載時(shí)間為10 s。根據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》，采用MTS810萬能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)。采用光學(xué)顯微鏡對(duì)固溶態(tài)試樣進(jìn)行偏光金相觀察，采用JEM2010透射電鏡分析合金微觀組織，工作電壓為200 kV。

往復(fù)式干摩擦試驗(yàn)試樣取向位置及尺寸如圖1(a)所示。對(duì)試樣表面進(jìn)行打磨拋光處理后，在室溫下采用 CFT-I 型材料表面綜合測試儀對(duì)峰時(shí)效態(tài)合金沿垂直軋制方向進(jìn)行往復(fù)干摩擦試驗(yàn)，如圖1(b)所示，對(duì)摩擦副為GCr15鋼球，往復(fù)距離5 mm，頻率300 r/min，試驗(yàn)時(shí)間30 min，總摩擦長度90 m，加載載荷分別為30 N和70 N，每個(gè)試樣進(jìn)行兩次重復(fù)試驗(yàn)，然后使用TENMA FA2004電子天平測量磨損質(zhì)量，采用HITACHI 3400NII掃描電鏡對(duì)合金摩擦表面、磨損截面進(jìn)行表征，并通過EDS進(jìn)行成分分析。

圖1 往復(fù)干摩擦試驗(yàn)取樣(a)及摩擦方式(b)示意圖Fig.1 Schematic diagram of sampling(a) and friction mode(b) of the reciprocating dry wear test

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 峰時(shí)效態(tài)力學(xué)性能

圖2為試驗(yàn)合金經(jīng)120 ℃等溫時(shí)效后的硬度曲線，可以看出，A、B兩種合金的硬度均在時(shí)效初期隨保溫時(shí)間的延長而快速增加，在保溫48 h時(shí)達(dá)到峰值，隨后趨于平穩(wěn)。Er的加入對(duì)硬度無明顯影響。

圖2 合金經(jīng)120 ℃等溫時(shí)效后的硬度曲線Fig.2 Hardness curves of the alloy isothermal-aged at 120 ℃

圖3為試驗(yàn)合金經(jīng)120 ℃等溫時(shí)效48 h后的力學(xué)性能，可以看出，添加Er對(duì)合金強(qiáng)度的影響并不明顯，但可顯著提高塑性，其伸長率達(dá)到17%，相比未添加Er時(shí)提高了約30%。

圖3 合金經(jīng)120 ℃等溫時(shí)效48 h后的力學(xué)性能Fig.3 Mechanical properties of the alloy isothermal-aged at 120 ℃ for 48 h

2.2 微觀組織

圖4 470 ℃固溶2 h后合金的顯微組織(a)合金A；(b)合金B(yǎng)Fig.4 Microstructure of the solution treated alloy(a) alloy A； (b) alloy B

圖5 合金經(jīng)120 ℃等溫時(shí)效48 h后的TEM圖(a)合金A；(b)合金B(yǎng)Fig.5 TEM images of the alloy isothermal-aged at 120 ℃ for 48 h(a) alloy A； (b) alloy B

圖4為試驗(yàn)合金經(jīng)470 ℃×2 h固溶處理后的顯微組織，可以看出，合金為完全再結(jié)晶組織，合金A平均晶粒尺寸為(122±62) μm，合金B(yǎng)平均晶粒尺寸為(39±18) μm。添加Er顯著細(xì)化了合金晶粒，平均晶粒尺寸減小約68%。晶粒尺寸的減小可能是導(dǎo)致合金添加Er后伸長率升高的原因之一。

圖5為試驗(yàn)合金經(jīng)120 ℃×48 h時(shí)效后的TEM圖(Z=[110]Al)，可以觀察到合金峰時(shí)效態(tài)的析出相以板狀η′相和球狀T′相為主，Er的加入對(duì)合金析出相數(shù)量和密度影響并不明顯。

2.3 往復(fù)式干摩擦性能

圖6為試驗(yàn)合金在不同載荷下往復(fù)式干摩擦試驗(yàn)后的體積磨損量對(duì)比圖。可以看出，當(dāng)載荷為30 N時(shí)，添加Er對(duì)合金磨損量的影響不明顯。當(dāng)載荷為70 N時(shí)，添加Er可以降低合金磨損，體積磨損量減少約12%。載荷70 N時(shí)合金的磨損比30 N時(shí)嚴(yán)重加劇，體積磨損量提高了近70%，初步推測在此過程中合金磨擦機(jī)制發(fā)生了轉(zhuǎn)變。

圖6 合金在不同載荷下的體積磨損量Fig.6 Volume wear loss of the alloy under different loads

圖7為試驗(yàn)合金在不同載荷下的摩擦因數(shù)曲線?？梢钥闯觯辖鸬哪Σ吝^程存在摩擦副磨合和穩(wěn)定磨損兩個(gè)階段。合金在穩(wěn)定磨損階段的摩擦因數(shù)均在0.25～0.75范圍內(nèi)變化，并隨著載荷的增大而波動(dòng)越發(fā)劇烈。載荷在70 N時(shí)合金在磨合階段的摩擦因數(shù)波動(dòng)明顯增大，摩擦因數(shù)在0.37～0.80范圍內(nèi)變化，推斷摩擦機(jī)制相較于30 N有改變[7]。添加Er對(duì)摩擦因數(shù)曲線的影響并不明顯。在磨合初期，由于對(duì)偶表面粗糙峰接觸點(diǎn)數(shù)少且粗糙度較大[8]，導(dǎo)致磨損率較大，表現(xiàn)為摩擦因數(shù)的劇烈波動(dòng)；隨后表面粗糙峰逐漸磨平，表面粗糙度降低，摩擦因數(shù)平穩(wěn)變化。

圖7 合金在不同載荷下的摩擦因數(shù)曲線(a)合金A，30 N；(b)合金B(yǎng)，30 N；(c)合金A，70 N；(d)合金B(yǎng)，70 NFig.7 Wear factor curves of the alloy under different loads(a) alloy A，30 N； (b) alloy B，30 N； (c) alloy A，70 N； (d) alloy B，70 N

圖8 合金在不同載荷下的磨痕全貌(a)合金A，30 N；(b)合金B(yǎng)，30 N；(c)合金A，70 N；(d)合金B(yǎng)，70 NFig.8 Overall view of the wear scars of the alloy under different loads(a) alloy A，30 N； (b) alloy B，30 N； (c) alloy A，70 N； (d) alloy B，70 N

2.4 合金摩擦面形貌

圖8為在載荷30、70 N下試驗(yàn)合金的磨痕全貌。可以看出，磨痕呈橢圓形，邊緣存在塑性變形。磨痕最大寬度隨著載荷的增加而增大。磨痕表面還存在的表層剝落及平行于摩擦方向的犁溝，這一方面可能是由于合金表層、摩擦層或氧化層在硬碎屑顆粒的磨蝕作用下形成[9]；另一方面鋼球摩擦表面的粗糙峰與合金表面的接觸也可能造成這種犁削和材料的堆積情況。綜上，合金在摩擦中存在磨粒磨損機(jī)制[10]。

圖9為不同載荷下合金的磨損顯微形貌?？梢钥闯觯d荷為30 N時(shí)合金表面存在部分沿摩擦方向平行排列的犁溝及垂直于摩擦方向平行排列的微裂紋，表明存在磨粒磨損和疲勞磨損機(jī)制[11-12]，這是因?yàn)楹辖鹪谘h(huán)載荷下，位錯(cuò)持續(xù)產(chǎn)生并堆積，從而萌生出微裂紋，隨后微裂紋進(jìn)一步擴(kuò)展并相互聚集，最終導(dǎo)致表層材料的剝落。合金摩擦面還存在部分呈波紋特征的粘著磨損區(qū)域[13]，因此30 N下合金為磨粒磨損、疲勞磨損以及粘著磨損混合作用機(jī)制。

載荷為70 N時(shí)合金表面剝落情況加重，相比于30 N時(shí)，70 N時(shí)磨痕兩端堆積著大量犁削作用下聚合的簇狀磨屑，表明發(fā)生了嚴(yán)重的磨粒磨損。相較于30 N的混合作用機(jī)制，此時(shí)的磨損機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)橐阅チＤp和疲勞磨損為主。合金B(yǎng)由于添加Er后塑性提高，使得合金在疲勞磨損過程中表面材料不易被分離，因此剝落情況有所減輕，磨損量也有降低。

圖9 合金在不同載荷下的磨痕顯微形貌(a)合金A，30 N；(b)合金B(yǎng)，30 N；(c)合金A，70 N；(d)合金B(yǎng)，70 NFig.9 Micro morphologies of wear scars of the alloy under different loads(a) alloy A，30 N； (b) alloy B，30 N； (c) alloy A，70 N； (d) alloy B，70 N

2.5 合金摩擦層的組織觀察

圖10為合金摩擦層的背散射電子圖，可以觀察到襯度較深的磨痕表面與基體相結(jié)合的摩擦層[14]存在。摩擦層中存在材料流動(dòng)和表面剝落現(xiàn)象，這也證明了合金發(fā)生塑性變形并疲勞剝落。摩擦層與基體間基本呈波浪式界面，這可能是由于合金表面各區(qū)域壓應(yīng)力不均勻所導(dǎo)致的。摩擦層表面存在一些由鋼球表面粗糙峰造成的磨粒區(qū)，以及由于金屬表面硬化作用造成的疲勞剝落凹坑區(qū)。摩擦層厚度隨載荷增加而增大，這是由于高載荷造成的材料塑性變形程度更高，材料的流動(dòng)范圍增大所導(dǎo)致的[15]。

圖10 合金在不同載荷下的摩擦層BSE圖(a)合金A，30 N；(b)合金B(yǎng)，30 N；(c)合金A，70 N；(d)合金B(yǎng)，70 NFig.10 BSE images of wear tribolayer of the alloy(a) alloy A，30 N； (b) alloy B，30 N； (c) alloy A，70 N； (d) alloy B，70 N

圖11為合金摩擦層的元素分布圖，可見摩擦層中富集了大量的O，證明存在氧化磨損機(jī)制[16]。在往復(fù)干摩擦過程中合金磨損表面與基體不斷氧化形成氧化層，并伴隨著材料的塑性流動(dòng)均勻分布到摩擦層各處，而氧化層破碎和剝離而形成的硬質(zhì)氧化物顆粒會(huì)引起三體磨損和氧化磨損，從而加劇磨損。相關(guān)研究表明[17]，鋁合金的氧化敏感性和氧化速率隨著組織和力學(xué)性能的改變而顯著提高，晶界、位錯(cuò)和其他晶格缺陷會(huì)顯著影響材料的氧化速率。

圖11 合金摩擦層的元素分布Fig.11 Element distribution of wear tribolayer of the alloy

3 結(jié)論

1) 添加Er對(duì)合金的硬度和強(qiáng)度無明顯影響，但塑性提高明顯，合金的伸長率提高約30%。

2) 經(jīng)過470 ℃×2 h固溶處理后，合金形成完全再結(jié)晶，添加Er可以顯著細(xì)化晶粒，平均晶粒尺寸減小約68%。

3) 添加Er可以降低合金在70 N載荷下的磨損，體積磨損量減少約12%。合金在摩擦過程中經(jīng)歷了摩擦副磨合和穩(wěn)定磨損兩個(gè)階段，隨著載荷的增大，摩擦因數(shù)曲線波動(dòng)增加。

4) 載荷為30 N時(shí)合金為磨粒磨損、疲勞磨損以及粘著磨損混合作用機(jī)制。載荷為70 N時(shí)磨粒磨損加劇并伴隨疲勞磨損。添加Er可以降低載荷為70 N時(shí)合金表面的剝落，從而減少磨擦磨損。