镁合金具有密度小, 比刚度和比强度高, 机械加工性能良好以及阻尼防震性能优良等特点, 近年来越来越多地被用于汽车、通讯和航天工业中.然而, 镁合金相对强度和塑性低、耐蚀性和耐磨性较差等缺点在一定程度上限制了它的发展^[1].

目前, 镁合金已被大量用于制作汽车刹车盘、发动机部件、车身外壳、电子产品外壳等^[2].这些构件的工作环境使得耐磨性成为重要的性能指标, 因此, 学者对其进行了大量的研究.祁庆琚等^[3]发现在AZ91镁合金中添加稀土元素可以显著提高其耐磨性; 梁策^[4]研究了AZ系镁合金的轻微-严重磨损转变与组织演变, 并提出了基于热激活软化动力学理论的镁合金轻微-严重磨损转变判据, 建立了以滑动速度和临界热激活软化温度为参量的轻微-严重磨损转变载荷预测模型; 闫洪等^[1]则研究了Y元素的添加、T6热处理和载荷对AZ91镁合金耐磨性及磨损机制的影响.然而目前国内对于镁合金的相关研究主要集中在添加稀土元素对合金耐磨性的影响及对磨损机理等方面, 较少对热处理状态与镁合金耐磨性的关系进行深入研究.基于现状, 本文以应用广泛的AZ61镁合金为主体, 考察不同热处理状态对AZ61镁合金耐磨性的影响, 并探讨不同热处理状态下镁合金的磨损机制.

实验采用直径为58 mm的AZ61镁合金铸锭, 在东北大学材料电磁过程教育部重点实验室内采用金属模浇铸而成.其化学成分见表 1.使用线切割在铸锭1/2半径处切取试样, 将试样在400 ℃下固溶12 h, 在30 ℃的水中进行淬火处理后立即放入时效炉中, 时效温度为170 ℃, 时效时间为0~80 h.

表 1(Table 1)

表 1 AZ61镁合金铸锭化学成分(质量分数) Table 1 Chemical compositions of AZ61 magnesium alloy (mass fraction) % Al Zn Mn Mg 5.93 0.98 0.28 余量

表 1 AZ61镁合金铸锭化学成分(质量分数) Table 1 Chemical compositions of AZ61 magnesium alloy (mass fraction)

金相试样经机械抛光和腐蚀后在Leica DMI 5000M光学金相显微镜下进行显微组织观察.使用452-SVD自动转塔数显维氏硬度计测量试样宏观硬度.摩擦磨损实验在MMD-1多功能摩擦磨损实验机上进行, 实验示意图如图 1所示.

图 1(Fig. 1)

图 1 销-盘摩擦磨损实验示意图 Fig.1 Schematic diagram of the pin-on-disc experimental apparatus

将试样制成尺寸为ϕ4.8 mm×12.7 mm的试验销, 摩擦磨损盘选用45号淬火钢(硬度为HRC42), 其外径为44 mm, 内径为28 mm.试样与磨盘的表面均打磨至2000#, 并将试样抛光, 在实验前均使用乙醇清洗.实验载荷为100 N, 滑动速度为0.78 m/s, 滑动距离为1 km, 实验条件为干摩擦, 环境温度为25 ℃.摩擦系数通过试验机直接读出, 用精度为0.1 mg的电子分析天平测量实验前后试验销质量损失并计算磨损率.用SHIMADZU SSX-550型扫描电子显微镜观察材料的磨损表面及磨屑形貌.

图 2为实验所用AZ61镁合金的铸态显微组织.可以看出, AZ61合金的铸态组织主要由α-Mg基体和β-Mg₁₇Al₁₂相组成.大部分β相(Mg₁₇Al₁₂)呈块状或网状分布于晶界处, 尺寸约为10~30 μm, 少量β相呈片状, 与α-Mg交替排列, 这是典型的共晶组织形貌.对于β相(Mg₁₇Al₁₂)的形貌目前已有大量的研究^[5].Feng等^[6]认为, 在变形的过程中, 粗大的β-Mg₁₇Al₁₂相容易造成应力集中, 并最终在其与α-Mg基体的界面处萌生裂纹, 不利于合金的力学性能.

图 2(Fig. 2)

图 2 AZ61镁合金的金相组织照片 Fig.2 Microstructure of as-cast AZ61 alloy

固溶及退火处理后AZ61镁合金的金相组织照片如图 3所示.可以看出经过12 h的固溶后, 出现了模糊的晶界, 尺寸粗大的β-Mg₁₇Al₁₂相基本消除(图 3a).在170 ℃下时效20 h后(图 3b), Mg₁₇Al₁₂逐渐析出, 在晶内主要呈点状, 尺寸细小, 在晶界处则呈点状和片状, 为便于观察, 图 3b右上角为其放大后的照片; 经过40 h的时效后(图 3c), 在晶界处不连续析出的Mg₁₇Al₁₂相的数量明显增多.

图 3(Fig. 3)

图 3 不同时效时间下的AZ61合金金相 Fig.3 Microstructure of AZ61 alloy under different aging time at 170 ℃ (a)—0；(b)—20 h；(c)— 40 h.

根据现有的理论, 从过饱和固溶体中析出β相主要有两种形式:连续析出和不连续析出.在连续析出的过程中, β相主要在晶内以尺寸细小的点状和细针状的形式析出^[1]; 在不连续析出的过程中, β相在晶界处形核, 与相邻晶粒形成不易移动的共格界面, 而与另一晶粒间形成可移动的非共格界面, 因此这种沉淀相仅向晶界的一侧长大, 如图 3c所示, 最终形成了β相与α-Mg交替排列的组织.有文献指出^{[1, 7]}, 当析出的β相尺寸较小时有利于提高材料的抗拉强度, 但晶界处不连续析出的粗大β相会引起合金机械性能的降低.

图 4为AZ61镁合金的摩擦系数和磨损率随着时效时间的变化曲线.可以看出, 铸态AZ61镁合金的摩擦系数为0.246, 磨损率为0.663 mg/(m·N); 经过固溶处理后, 合金摩擦系数升至最高0.263, 此时合金的磨损率为0.686 mg/(m·N); 在0~20 h的时效时间内, 随着时效时间的延长, 合金的摩擦系数和磨损率均呈现出逐渐降低的趋势, 并在时效20 h后降至最低点, 此时合金的摩擦系数为0.236, 磨损率为0.502 mg/(m·N); 但当时效时间超过20 h后, 合金的摩擦系数和磨损率反而略有升高, 最终经过80 h时效后的合金, 摩擦系数为0.239, 磨损率为0.540 mg/(m·N).

图 4(Fig. 4)

图 4 不同热处理状态下AZ61镁合金的摩擦系数和磨损率 Fig.4 Friction coefficient and wearing rate of AZ61 alloy after heat treatment with different aging time

不同热处理状态下AZ61镁合金耐磨性的变化可能与β-Mg₁₇Al₁₂相的尺寸、数量及分布有关.在铸态样品中, 大量尺寸粗大的β相分布在晶界处(图 2).一方面, β-Mg₁₇Al₁₂属于硬脆相^[8], 其存在显著提高了合金的宏观硬度(图 5), 有利于材料的耐磨性能; 另一方面, 粗大的β相在摩擦磨损的过程中易造成位错塞积, 从而产生应力集中形成大量的孪晶, 如图 6所示.随着磨损的进行, β相易成为裂纹源, 裂纹长大后延伸到表面, 引起表层金属的局部剥落, 形成尺寸较大的片状磨屑(图 7c).

图 5(Fig. 5)

图 5 不同热处理状态下AZ61合金的硬度 Fig.5 Hardness of AZ61 alloy after heat treatments with different aging time

图 6(Fig. 6)

图 6 铸态样品摩擦后亚表层的微观组织 Fig.6 Microstracture of the subsurface of the as-cast AZ61 alloy after friction test

图 7(Fig. 7)

图 7 AZ61合金的摩擦表面及磨屑形貌 Fig.7 SEM images of worn surface and debris of AZ61 alloy (a)—磨擦表面，时效0；(b)—磨擦表面，时效20 h；(c)—磨屑形貌，时效0；(d)—磨屑形貌，时效20 h.

固溶后的AZ61合金中Al元素主要以过饱和固溶体的形式存在于α-Mg基体中, 由于Mg, Al原子的原子序数和尺寸差别不大, Al原子溶解后所引起的晶格畸变程度有限, 其固溶强化效果并不明显, 此时材料的硬度最低(图 5), 摩擦磨损过程中表层金属易受到对磨盘金属和磨损颗粒的犁削作用, 导致其具有较高的摩擦系数和磨损率.

经过时效处理后, 晶内析出了细小的β相, 在变形的过程中能够有效地钉扎位错^[9], 使材料表面的强度硬度提高(图 5), 对磨粒磨损等的抵抗作用增强, 最终提高了合金的耐磨性能.时效时间超过40 h后, 材料的摩擦系数和磨损率略有上升, 这可能与晶界处不连续析出的片状β相的尺寸过大有关.

固溶及时效后的AZ61镁合金表面及磨屑的SEM照片如图 7所示.可以看出, 固溶后的AZ61合金磨损表面存在大量平行于摩擦方向的划痕及凹槽(图 7a), 这是磨粒磨损的主要特征, 即在摩擦的过程中, 磨盘上的硬颗粒、突起和从磨销表面脱落的颗粒会对镁合金表面进行切削, 引起表层金属的脱落和塑性变形, 最终在磨损表面产生平行于摩擦相对滑动方向的划痕^[10-11], 并产生细小的磨屑颗粒(图 7c).同时, 固溶后的AZ61合金磨损表面还观察到了剥落坑和大量垂直于摩擦方向的裂纹(图 7a), 表明材料发生了剥层磨损, 在这种磨损机制下, 法向载荷和摩擦力的共同作用使得合金亚表层产生塑性变形从而萌生裂纹(图 6), 裂纹不断向表面扩展并相交, 最终形成局部剥落, 产生片状或块状的磨屑(图 7c).图 7a中方框区域A的能谱分析结果如图 8a所示, 可以发现其中O元素含量较多, 其原子数百分比与Mg元素相近(x(O)/x(Mg)=43.22/54.20), 这是氧化磨损的特征, 表明在摩擦的过程中, 在摩擦热的作用下, 镁合金表面迅速氧化产生一层薄且易碎的氧化膜, 氧化膜在摩擦盘的相互作用下不断破碎和剥落, 同时又不断地产生.

图 8(Fig. 8)

图 8 能谱检测 Fig.8 EDS analysis (a)—图 7a方框A处；(b)—图 7b方框B处.

与固溶后的样品相比, 时效20 h后的AZ61镁合金, 其摩擦表面的划痕和凹槽较浅, 垂直于摩擦方向的裂纹长度较短且数量少, 同时并未发现明显的剥落坑(图 7b).因此其磨屑以颗粒为主, 尺寸较小(图 7d), 表明材料的耐磨性较好, 与摩擦系数和磨损率的结果相符合.这是因为尺寸细小的β相的析出能够有效的阻碍位错的运动, 减小摩擦过程中表层金属的塑性变形程度, 从而提高了耐磨性能.图 7b中方框区域B的能谱分析结果如图 8b所示, 可以发现其同样含有较强的氧化峰, 表明时效后的AZ61合金, 在摩擦的过程中发生了明显的氧化磨损现象.

1) AZ61镁合金经过固溶处理后, 其摩擦系数和磨损率均升高; 对其进行时效处理后, 随着时效时间的延长(0~20 h), 合金的摩擦系数和磨损率逐渐降低, 并在20 h时降至最低值; 当时效时间超过40 h后, 随着时效时间的延长, 合金的摩擦系数和磨损率略有上升.

2) 在本次实验的条件下, 固溶后的AZ61镁合金在摩擦磨损的过程中共存在三种磨损机制:氧化磨损, 磨粒磨损和剥层磨损.但经过20 h时效后, 合金的磨损机制主要以氧化磨损和磨粒磨损为主.

3) 在本次试验的条件下, AZ61镁合金的磨损行为与其微观组织和机械性能有关.细小的β-Mg₁₇Al₁₂相的析出可有效提高合金的耐磨性能.