裔凯;曹丽杰;吴玉娟
【摘 要】综述近些年来镁合金摩擦磨损的研究进展,分析并对比不同成分镁合金的摩擦磨损性能,讨论不同的磨损机制及其他摩擦磨损现象,评述不同的表面改性技术和加工工艺对镁合金摩擦磨损性能的影响. 【期刊名称】《轻合金加工技术》
【年(卷),期】2018(046)007
【总页数】9页(P8-16)
【关键词】镁合金;摩擦磨损;磨损机制;表面改性
【作 者】裔凯;曹丽杰;吴玉娟
【作者单位】上海工程技术大学机械工程学院,上海201600;上海工程技术大学机械工程学院,上海201600;上海交通大学轻合金精密成型国家工程研究中心,上海200204
【正文语种】中 文
【中图分类】TG146.22
镁合金的质量轻，比强度高，导热性好，在减震能力、储能性、切削性、可回收性以及尺寸稳定性等方面都拥有优势，成为后发展起来的绿环保型金属结构材料[1]，得到了广泛的应用。汽车工业中采用镁合金压铸的仪表板横梁比钢铁的可减重50%以上，轻量化效果非常明显。同时在许多零件，如离合器壳、变速箱体、发动机前盖以及方向盘、座椅支架、仪表盘框架等方面也有广泛应用[2]。我国拥有世界上最大的镁资源储量，是世界上最大的镁生产国和出口国，大力发展镁合金的生产及应用符合我国国情。但是镁合金的耐磨性不够理想，使其在某些应用场合受到限制[3]，因此，镁合金的摩擦磨损机制以及如何进一步提高镁合金的耐磨性等问题成为研究的热点。相比铝合金和镁基复合材料的研究，对镁合金的摩擦磨损性能的研究还是有限的。
笔者综述了近些年来镁合金摩擦磨损的研究成果，对比了部分合金间的差异，并对镁合金摩擦磨损性能的各种影响因素进行了讨论，分析了不同表面处理技术和成形工艺对镁合金摩擦磨损性能的影响。
1 镁合金的摩擦磨损性能
镁合金最主要的合金化元素是Al，Zn，RE等。常见的Mg-Al-Zn系、Mg-Al-Si系和稀土镁合金都表现出良好的力学性能和耐热性，在与摩擦副摩擦过程中表面承载能力较强，摩擦产热后稳定性也较好。
1.1 Mg-Al-Zn系合金的摩擦磨损
Mg-Al-Zn系合金是如今工业上应用最为广泛的镁合金，有关其摩擦磨损性能的研究也较多，其中，ZA91镁合金是目前开发最为成功、研究最为细致的Mg-Al-Zn系合金。它在成分上是一个较好的组合，但远未达到最佳状态。目前对于Mg-Al-Zn的研究是在进一步认识微观强化机制的基础上，重新调整主要合金化元素的成分比例，用微合金化重新设计现有镁合金以及通过优化工艺手段调控微观组织结构。
B.Akyüz等学者研究发现在AZ系镁合金的微观组织中，β-Mg17Al12相的形状和形成取决于Zn、Sn元素的存在与否和Al的含量，而AZ镁合金中Al元素含量与合金中β-Mg17Al12相的质量分数成正比。在摩擦磨损试验中，Al含量最高的AZ91镁合金表现出了最佳的耐磨性，
说明β-Mg17Al12相的数量增加对镁合金的耐磨性有提高作用[4]。有研究发现，在AZ31镁合金的摩擦磨损试验中，在低于30 N的载荷时，在0.1 m/s、0.785 m/s和1.5 m/s三种滑动速度下磨损率都很低，而低载荷下AZ31镁合金的摩擦试验结果显示，摩擦速度越高，合金的磨损率越低[5]。试验表明，对AZ31镁合金，当施加的载荷较低时，摩擦速度提高产生的摩擦热会活化材料近表层额外的滑移面，从而提高材料的延展性；另外滑移速度的增加会促进磨损表面氧化膜的形成，从而减少摩擦面金属的真实接触而改善耐磨性。
对磨损试验后AZ91镁合金试样的表面形貌研究发现，低转速条件下AZ91镁合金的磨损表面有一些较深的平行于滑动方向的犁沟, 随着载荷的增加, 镁合金的磨损率增大, 磨面上的犁沟变得深而宽, 并有块状金属剥落现象, 具有磨粒磨损的特征。载荷较大时(200 N), 镁合金表面可见局部少量明显的裂纹及剥落块, 可能是由于AZ91镁合金的主要强化相Mg17Al12相熔点低(大约为462℃), 热稳定性差,温度升高时易于粗化和软化, 且为体心立方晶体结构, 与镁基体的六方晶格不相协调, 容易导致Mg/Mg17Al12界面强度的降低, 使晶界的滑动和裂纹的扩展变得容易。在高转速及较大载荷下, 镁合金摩擦表面温度急剧升高可能导致表面金属层发生软化, 表面摩擦力容易超过金属膜的抗剪切能力，而使金属膜产生坍塌或摩擦表面出现粘着及热应力剥落坑[6]。
在对AZ镁合金磨损机制的研究中，M. SRINIVASAN等学者在对AZ31B镁合金的摩擦磨损试验中，通过扫描电镜分析合金的磨损机制有犁沟槽、粘附和氧化。当摩擦距离超过1 500 m逐渐过渡到热软化时，磨料磨损和粘附磨损成为主要的磨损机制[7]。而C.Liang等学者则通过研究AZ31镁合金的磨损率曲线(如图1所示)发现，随着磨损率曲线斜率的变化，镁合金的磨损机制可划为对应的四个部分：在5 N～30 N的载荷范围，主要磨损机制是磨料磨损和氧化磨损；在30 N～120 N的范围内则为分层剥落；在120 N～240 N时发生表面软化；在超过240 N时则是表面熔化[8]。同时他们发现AZ镁合金从轻微磨损到严重磨损的过渡由临界表面动态再结晶温度(DRX)控制，从而提出了一种预测镁合金从轻微磨损机制转向严重磨损机制的施加载荷的新方法。通过对DRX动力学建模的方法在给定的滑动条件下，预测了AZ31与AZ61镁合金的过渡载荷，试验结果显示对于AZ31以及AZ61镁合金的过渡载荷的预测中最大的误差分别在8.0%和2.0%，足以显示预测机制的准确性[9]。
图1 AZ31镁合金磨损率曲线图[8]Fig.1 Curve graph of wear rate of AZ31 magnesium alloys[8]
1.2 Mg-Al-Si系合金的摩擦磨损
Mg-Al-Si合金是汽车用耐热镁合金之一，其中AS41已用于空冷发动机曲轴箱上的风扇腔和发电机支架等，其摩擦磨损性能也备受关注。Mg-Al-Si合金中的强化相Mg2Si的微观组织结构呈汉字状，与AZ系镁合金的Mg17Al12相相比，Mg2Si相的性能更为优异，所以AS系镁合金比AZ系镁合金有着更低的摩擦因数[4]。
M.E. Moussa等学者研究了在Mg-5%Si(质量分数)过共晶合金中加入Ca元素对耐磨性的影响，结果显示，当合金中加入的Ca的含量(质量分数，下同)从0到0.3%的过程中，微观组织结构中尺寸215 μm的粗树枝晶减小到尺寸为50 μm的多边形形状。当Ca含量达到0.3%时合金的摩擦磨损性能最佳[10]。研究发现，AS41镁合金铸态显微组织由α-Mg固溶体、β-Mg17Al12相和Mg2Si相组成, 其中Mg17Al12相沿晶界以不连续网状分布, Mg2Si相则以颗粒状或汉字状或颗粒加汉字状形态存在。而AS41镁合金在200℃静态试验中微观组织中以不连续网状分布的β-Mg17Al12相断裂并有部分溶于基体中, 以汉字状存在的Mg2Si相的尺寸有所减小，呈弥散分布且出现断裂和球化现象, 并部分形成颗粒状相,热处理后的这种形态将有利于提高合金的力学性能[11]。
图2示出了在不同试验温度时AS41镁合金磨损率随载荷的变化。由图2可知，随着载荷增大，
磨损率增大；试验温度越高，磨损率越大。在常温时，磨损率随着载荷的增大呈线性增大，且斜率较小，表明在常温试验条件下，磨损过程表现为一个稳态过程。而随着试验温度升高，在较低载荷下，磨损率的增大仍与载荷增大保持较好的线性关系，只是曲线斜率较常温时明显增大，说明在较高试验温度时磨损率增大。而当载荷继续增大，在试验温度为150℃和200℃时均出现了磨损率随载荷增大而大幅度增大的现象，这是从轻微磨损向严重磨损转变的典型特征， 而随着试验温度的升高，导致这种机制的转变的载荷数值减小[12]。
图2 AS41镁合金磨损率随载荷的变化[12]Fig.2 Wear rate as a function of load of AS41 magnesium alloy[12]
1.3 稀土镁合金的摩擦磨损
稀土金属不仅能改善镁合金的综合性能，而且与镁形成了重要的耐热合金系。稀土金属元素在镁中的固溶度随原子序数的增加而增加，因而固溶强化、时效强化效果也随之提高。
稀土元素Gd的添加可明显改善AZ91镁合金的显微组织，不同Gd含量的AZ91镁合金的组织
形貌如图3所示，AZ91镁合金主要由α-Mg和β-Mg17Al12相组成。其中α-Mg 是基体，作为主相，β-Mg17Al12在α-Mg晶界上呈连续的网状分布，添加Gd元素后合金中析出了块状新相Al2Gd，主要分布在晶界上。稀土元素Gd的加入使Mg17Al12相由沿晶界呈连续的网络状转变为细小、弥散、均匀的颗粒状分布。当在合金中加入0.8%的Gd时，合金中Al2Gd 相的尺寸大约为6 μm，且分布比较弥散均匀，此时合金的耐摩擦磨损及耐腐蚀性最佳。当合金中的Gd 含量超过0.8%时，合金的耐摩擦磨损及耐腐蚀性下降[13]。有研究发现，随着向AZ91D镁合金中添加稀土Ce，β-Mg17Al12相数量减少，且由不连续的网状分布变为小块状的弥散分布；同时，生成了杆状的化合物Al4Ce，合金晶粒有粗化趋势。高载荷条件下，在干摩擦磨损试验条件下造成了严重磨损，生成的脆性相Al4Ce将从基体中剥落下来，导致AZ91D+Ce合金的耐磨性能下降[14]。稀土的加入可改善AZ91D镁合金的摩擦磨损性能，在所研究的试验范围内, 稀土镁合金的摩擦因数稳定地低于基本镁合金的。对比含有与不含稀土试样的磨屑尺寸、形貌，在周期性的交变摩擦应力和热应力的共同作用下，镁合金摩擦表面的氧化层不可避免地会产生显微裂纹, 裂纹不断扩展, 氧化膜最终破裂剥落而形成磨屑。由于稀土的加入能有效阻碍合金表面显微裂纹的扩展, 因此稀土镁合金的磨屑尺寸要比基本合金的小很多。在基本合金中观察到尺寸较大的片状金属磨屑产生, 并有金属
光泽。而稀土镁合金较小尺寸磨屑对其磨损表面影响较小, 摩擦副接触表面的状态不会发生明显变化, 因此稀土镁合金的磨损率可以长期保持稳定且随稀土含量的增加, 合金的耐磨性有所提高[15]。
J. An等研究了Mg97Zn1Y2合金在20 N～380 N的载荷及0.2 m/s～4.0 m/s的滑动速度范围内摩擦磨损性能，摩擦磨损图如图4所示。轻微磨损机制是伴随着表面氧化和分层的磨料磨损，氧化与剥落磨损；严重磨损机制中则是伴随着氧化层剥落及表面熔化的严重塑性变形[16]。研究表明，Mg97Zn1Y2合金在摩擦磨损试验中，由轻微磨损机制转向严重磨损机制过渡的最重要的原因是，微观组织由变形组织转向动态再结晶组织，而Mg97Zn1Y2合金动态再结晶温度比AZ镁合金的更高，所以能更好地抵抗磨损机制的改变，从而有更好的耐摩擦磨损性能。
图3 不同Gd含量的AZ91镁合金的组织形貌[13]Fig.3 Structure morphology of AZ91 magnesium alloy with different contents of Gd[13]
图4 Mg97Zn1Y2镁合金摩擦磨损[16]Fig.4 Friction and wear of Mg97Zn1Y2 magnesium alloy[16]
2 表面改性对镁合金摩擦磨损的影响
通过各种表面改性方式(激光表面改性，搅拌摩擦处理，微弧氧化等)在镁合金表面制备复合涂层，能改变镁合金表面性能，提高耐磨性。如镁合金激光重熔技术可使基体表层晶粒细化, 显微偏析减少, 还可生成非平衡相等, 这些都可引起表面强化。搅拌摩擦处理加工过程中形成金属间化合物作为增强相，从而提供金属复合材料的组织和性能。通过微弧氧化技术在原位生长出的陶瓷层与基体呈冶金结合，可有效地提高镁合金表面硬度[17]。
2.1 镁合金激光表面改性
激光表面改性包括激光表面重熔，激光表面合金化和激光熔敷几种方法，这些方法各有优缺点[18]。如激光表面重熔, 虽然对硬度提高有限, 但方法简单；激光表面合金化可设计不同硬度的合金层, 且界面为冶金结合, 却很难把表面制成均匀的合金化层。激光熔敷可得到高性能表面, 但结合强度很难控制[19]。
