張婷蕊，王孟君*，甄錦輝，馮澤錫

（1.中南大學(xué)有色金屬材料科學(xué)與工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙 410083；2.深達(dá)美特種鋁合金有限公司，廣東 佛山 528010）

擠壓工藝是目前鋁合金型材生產(chǎn)的主要方法之一，其過程是一個(gè)熱力耦合的非線性復(fù)雜變化過程，實(shí)際生產(chǎn)中多借助有限元模擬進(jìn)行模具設(shè)計(jì)、工藝優(yōu)化和型材質(zhì)量預(yù)測(cè)[1-3]。摩擦條件是有限元仿真精度的重要影響因素之一，高溫?cái)D壓過程中，工件與模具之間的摩擦行為十分復(fù)雜，隨溫度及應(yīng)力等條件的變化而變化，不同擠壓區(qū)域摩擦條件不同[4-6]。鋁合金擠壓生產(chǎn)過程中，溫度、載荷等參數(shù)對(duì)金屬摩擦應(yīng)力的影響較大，因此建立多參數(shù)的摩擦模型十分重要[7]。

球盤摩擦試驗(yàn)可以通過調(diào)整試驗(yàn)溫度、滑移速度、法向載荷獲得不同的接觸環(huán)境，同時(shí)便于分析單一接觸條件對(duì)摩擦學(xué)行為的影響，是常用的摩擦學(xué)等效實(shí)驗(yàn)方法[8-9]。HAO 等通過調(diào)整球盤試驗(yàn)?zāi)Σ翆?duì)的表面狀態(tài)研究了表面潤(rùn)濕性對(duì)摩擦性能的影響[10]。GONG 等通過改變載荷壓力研究了不同預(yù)壓縮量的ZK60 合金的干滑動(dòng)磨損行為[11]。WANG 等建立了球盤摩擦的接觸力學(xué)模型并結(jié)合有限元模擬分析了摩擦過程中球盤接觸點(diǎn)周圍應(yīng)力應(yīng)變狀態(tài)的變化[12-13]。徐俊峰結(jié)合有限元分析和球盤試驗(yàn)結(jié)果，分析了擠壓筒的摩擦磨損類型及其影響因素，并對(duì)多因素耦合作用下擠壓筒的磨損行為進(jìn)行了分析[14]。WU 等從球盤試驗(yàn)和摩擦理論上研究了潤(rùn)滑劑對(duì)高溫界面應(yīng)力的影響[15]。

本文通過球盤摩擦試驗(yàn)分析了不同試驗(yàn)溫度和法向載荷下Al-Zn-Mg 合金與鋼球之間的界面摩擦磨損行為，結(jié)合磨損后表面和亞表層的形貌及成分特征分析其摩擦機(jī)理，為有限元模擬邊界條件的選擇提供指導(dǎo)。

1 實(shí) 驗(yàn)

球盤試驗(yàn)?zāi)ケP材料為25 mm×25 mm×6 mm 的方形Al-Zn-Mg 合金鑄錠試樣，對(duì)偶件為直徑5 mm 的GCr15 鋼球。鋁合金化學(xué)成分如表1 所列，摩擦試驗(yàn)前對(duì)其進(jìn)行480 ℃×3 h 的均勻化處理。

表1 Al-Zn-Mg 系鋁合金材料化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of Al-Zn-Mg aluminum alloy (%)單位：質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%

采用HT-1000 型高溫摩擦磨損實(shí)驗(yàn)機(jī)進(jìn)行球盤摩擦磨損試驗(yàn)，試驗(yàn)示意圖如圖1 所示。經(jīng)金相砂紙打磨后的方形鋁盤固定在試驗(yàn)機(jī)的載物臺(tái)上，Gcr15鋼球裝入上軸中，固定于試樣上方，設(shè)定加載于上軸的法向載荷和鋁盤的轉(zhuǎn)動(dòng)頻率?；瑒?dòng)摩擦過程中，上軸保持不動(dòng)，鋁盤隨載物臺(tái)一起按照設(shè)定的頻率做圓周運(yùn)動(dòng)。

圖1 球盤摩擦試驗(yàn)示意Fig.1 Schematic diagram of ball-disk friction experiment

Al-Zn-Mg 合金擠壓溫度約為450 ℃，變形過程中受摩擦熱及變形內(nèi)能的影響，變形層溫度劇烈升高，最高溫度接近500 ℃[16]，為分析加工溫度對(duì)Al-Zn-Mg 合金擠壓過程中摩擦行為的影響，試驗(yàn)溫度設(shè)定為25、300、400、500 ℃。鋁合金擠壓過程中擠壓出口的工作帶區(qū)域，模具與鋁合金接觸壓力值由近百兆帕斯卡逐漸減少到0，球盤摩擦試驗(yàn)中5 N 的法向載荷約產(chǎn)生近百兆帕斯卡的壓強(qiáng)[17]，故法向載荷設(shè)置為1、3、5 N。如表2 所列分別改變?cè)囼?yàn)溫度和法向載荷進(jìn)行摩擦試驗(yàn)，獲得摩擦過程中的摩擦力和摩擦系數(shù)。摩擦結(jié)束后，沿滑動(dòng)方向切割磨損試樣，對(duì)剖面進(jìn)行打磨拋光后用凱勒試劑腐蝕，可觀察磨損試樣亞表層形貌及組織。對(duì)磨損表面進(jìn)行超聲清洗后，可觀察磨損表面形貌并進(jìn)行表層元素分析，分析儀器為Quanta-200 環(huán)境掃描電子顯微鏡及其配套能譜儀。

表2 高溫摩擦磨損試驗(yàn)參數(shù)Table 2 Experimental parameters of the hightemperature friction test

2 結(jié)果與分析

2.1 試驗(yàn)溫度的影響

圖2 所示為不同試驗(yàn)溫度下摩擦系數(shù)隨滑移時(shí)間變化曲線。球盤試驗(yàn)中先施加載荷然后開始相對(duì)滑動(dòng)，滑動(dòng)前須先克服靜摩擦力然后轉(zhuǎn)為滑動(dòng)摩擦力，所以摩擦系數(shù)在實(shí)驗(yàn)開始后迅速升高，穩(wěn)定滑動(dòng)后下降。

圖2 不同試驗(yàn)溫度下的摩擦系數(shù)隨滑移時(shí)間變化曲線Fig.2 Variation curve of the friction coefficient with slip time at different friction temperatures

室溫條件下，摩擦系數(shù)在實(shí)驗(yàn)開始后迅速升高，達(dá)到峰值后緩慢下降趨于穩(wěn)定，峰值處摩擦系數(shù)約為0.73。室溫下磨損表面形貌如圖3（a）所示，磨損表面較為光滑，有沿滑動(dòng)方向的犁溝和細(xì)長(zhǎng)月牙形磨屑，為磨粒磨損形貌。隨著滑動(dòng)進(jìn)行，接觸表面粗糙峰減小，犁溝效應(yīng)減弱，摩擦系數(shù)逐漸減小趨于穩(wěn)定。

高溫條件下，摩擦系數(shù)在實(shí)驗(yàn)開始后迅速升高至峰值，下降十幾秒后逐漸增加趨于穩(wěn)定。高溫磨損表面如圖3（b）～圖3（d）所列，F(xiàn)e、O 元素含量面掃描結(jié)果如表3 所列。試驗(yàn)溫度為300 ℃時(shí)，磨損表面塑性變形增強(qiáng)，磨屑在滑動(dòng)摩擦過程中被團(tuán)聚為較大顆粒，加劇摩擦曲線的震蕩。400 ℃條件下，磨損表面為大面積魚鱗狀形貌，有光潔的新鮮氧化膜，磨損試樣表面O 含量急劇升高，且A、B 兩點(diǎn)氧含量差異較大，分別為2.74%和6.41%，表現(xiàn)為氧化剝層磨損。試驗(yàn)溫度為500 ℃時(shí)，磨損表面破碎嚴(yán)重，磨屑顆粒含氧量較高，考慮表面氧化層在滑動(dòng)摩擦過程中逐漸破碎，堅(jiān)硬的氧化物顆粒在磨損界面引起三體磨損，摩擦系數(shù)增大。

表3 不同試驗(yàn)溫度下的磨損表面EDS 結(jié)果Table 3 EDS analysis of the worn surfaces at different temperatures單位：質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%

圖3 不同試驗(yàn)溫度下Al-Zn-Mg 合金磨損表面形貌Fig.3 SEM images of the worn surfaces of the Al-Zn-Mg alloy at different temperatures

試驗(yàn)溫度從25 ℃升高至500 ℃，摩擦系數(shù)由0.6增加至1.6，這與有限元模擬中通常設(shè)定的摩擦系數(shù)為小于1 的恒定值明顯不同。已有多項(xiàng)研究表明，高溫下鋁-鋼之間滑動(dòng)摩擦、犁溝摩擦與黏著摩擦的同時(shí)作用使得摩擦系數(shù)遠(yuǎn)大于1[18-20]。高溫摩擦力的主要來(lái)源是材料表面塑性變形和微觀接觸點(diǎn)作用，隨著試驗(yàn)溫度升高，塑性變形力降低，微觀接觸點(diǎn)作用增強(qiáng)。表面接觸點(diǎn)在高溫高壓下產(chǎn)生黏結(jié)，滑動(dòng)時(shí)黏著點(diǎn)被剪斷形成界面間的材料轉(zhuǎn)移；黏著點(diǎn)的產(chǎn)生與剪切交替進(jìn)行，引起摩擦曲線震蕩。黏著剪切力的大小主要取決于黏著點(diǎn)的產(chǎn)生速率和黏結(jié)強(qiáng)度。隨著溫度的升高，原子相互作用速率增大，黏著點(diǎn)產(chǎn)生速率增大，強(qiáng)擴(kuò)散作用下，還會(huì)產(chǎn)生金屬間化合物層[21]；但黏結(jié)強(qiáng)度隨溫度升高而降低。WANG 等結(jié)合Arrhenius方程建立了黏結(jié)摩擦力與溫度之間的關(guān)系，并通過擠壓試驗(yàn)和有限元計(jì)算進(jìn)行了驗(yàn)證[22]。

2.2 法向載荷的影響

試驗(yàn)溫度為500 ℃時(shí)，不同載荷下摩擦系數(shù)隨滑移時(shí)間變化曲線如圖4 所示，試樣磨損形貌如圖5 所示。法向載荷為1 N 時(shí)，表面有明顯剝層磨損；載荷增大至3 N 時(shí)，剝落坑附近有細(xì)碎顆粒，是隨著載荷增大逐漸破碎的氧化物顆粒；增大至5 N 時(shí)，磨損表面有明顯氧化區(qū)，剝落層面積和深度增加。

圖4 不同載荷下摩擦系數(shù)隨滑動(dòng)時(shí)間變化曲線Fig.4 Variation curve of the friction coefficient with slip time under different normal loads

圖5 不同法向載荷下Al-Zn-Mg 合金磨損表面形貌Fig.5 SEM of the worn surfaces of Al-Zn-Mg alloy under different normal loads

隨著法向載荷增大，磨屑被團(tuán)聚為大顆粒壓入磨損表面，使得磨屑數(shù)量減少、尺寸增大，表面粗糙度增大，摩擦系數(shù)增大。

滑動(dòng)摩擦過程中，受到球盤接觸點(diǎn)處載荷和摩擦力的影響，摩擦表面及向下幾十微米的亞表層會(huì)發(fā)生嚴(yán)重的塑性變形，微觀組織及性質(zhì)隨之改變，這一區(qū)域稱為摩擦層[23]。不同載荷下磨損試樣的亞表層形貌如圖6 所示，法向載荷為1 N 時(shí)，整個(gè)磨損界面上幾乎觀察不到摩擦層；法向載荷為3 N 時(shí)，摩擦層不連續(xù)，界面上有高低不平的缺口，摩擦層最厚處約為30 μm，內(nèi)部可觀察到沿滑動(dòng)方向的裂紋；法向載荷為5 N 時(shí)，摩擦層界面較為光滑，平均厚度約180 μm，有明顯的分層現(xiàn)象。對(duì)法向載荷為5 N 時(shí)的磨損試樣亞表層組織做面掃描分析，結(jié)果如圖6（d）所示，靠近磨損表面的一層中氧元素含量較高，含有大量硬質(zhì)氧化物，是滑動(dòng)摩擦過程中的機(jī)械混合、化學(xué)作用及熱效應(yīng)共同產(chǎn)生的機(jī)械混合層（MML）[23]。MML 層下方是滑動(dòng)過程中重復(fù)塑性變形形成的變形層，變形層中可觀察到沿滑動(dòng)方向的白色流線組織，越接近MML層，白線組織越細(xì)小。較高的載荷會(huì)在近表面上產(chǎn)生較大的剪切應(yīng)力，除了產(chǎn)生塑性變形使晶粒細(xì)化外，還可能會(huì)誘發(fā)變形層的再結(jié)晶行為[24-27]。在MML 內(nèi)部和MML 層與變形層界面上可觀察到明顯裂紋，滑動(dòng)過程中裂紋相互連接，產(chǎn)生剝層脫落，同時(shí)破碎的氧化物顆粒在摩擦界面形成三體磨損，使得摩擦系數(shù)增大。暴露的變形層在隨后的塑性變形和機(jī)械混合作用下轉(zhuǎn)化為新的MML。有研究表明，當(dāng)施加的載荷超過臨界載荷值，MML 的形成速率遠(yuǎn)小于MML 的破裂速率，MML 的厚度便迅速減小[24]。如圖7 所示，裂紋的萌生源可能是摩擦層中粗大的硬質(zhì)點(diǎn)相及氧化物顆?；蛴捎谄谀p引起的原生孔洞缺陷擴(kuò)展[28-30]。除了滑動(dòng)摩擦?xí)r的載荷和環(huán)境溫度等外界條件，接觸表面上摩擦層脫落與磨損與基體材料的性質(zhì)也有關(guān)。

圖6 不同載荷下Al-Zn-Mg 合金亞表層組織Fig.6 SEM and EDS of the subsurface of the Al-Zn-Mg alloy under different normal loads

圖7 三體磨損示意Fig.7 Schematic diagram of 3-body abrasion

3 結(jié)論

1）常溫下，鋁-鋼摩擦系數(shù)在實(shí)驗(yàn)開始后迅速升高，達(dá)到峰值后緩慢下降趨于穩(wěn)定；高溫條件下的摩擦系數(shù)在實(shí)驗(yàn)開始后迅速升高至峰值，下降十幾秒后逐漸增加趨于穩(wěn)定。

2）25～500 ℃范圍內(nèi)，隨著試驗(yàn)溫度的升高，摩擦系數(shù)由0.6 增加至1.6，鋁盤塑性變形程度增大，磨損表面氧含量增高，磨損機(jī)制從磨粒磨損逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)轲ぶp、氧化剝層磨損。

3）試驗(yàn)溫度為500 ℃時(shí)，隨著法向載荷由1 N增加至5 N，摩擦系數(shù)急劇增大，磨損表面剝落層面積和深度增大，摩擦層厚度增加。法向載荷增加至5 N，摩擦層中出現(xiàn)分層現(xiàn)象，除機(jī)械混合層（MML）外還有較厚塑性層，MML 中氧化物含量較高，且內(nèi)部及與塑性層之間的界面上有裂紋，高載荷滑動(dòng)過程中，隨著裂紋擴(kuò)展連接，MML 破碎形成的氧化物顆粒在摩擦界面上形成三體摩擦，加劇磨損。