湯世云，馬子罡，呂志宇，高　晗，郭嘉雯

(中國(guó)石油大學(xué)(華東)機(jī)電工程學(xué)院，山東青島 266580)

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輕金屬及其合金表面納米化后的摩擦磨損行為

湯世云，馬子罡，呂志宇，高晗，郭嘉雯

(中國(guó)石油大學(xué)(華東)機(jī)電工程學(xué)院，山東青島 266580)

輕金屬因其硬度較低、耐磨性較差，應(yīng)用受到限制。表面自納米化技術(shù)可在輕金屬表面制備出理想的無(wú)污染致密納米層來(lái)提高其耐磨性，同時(shí)避免了噴涂等方法中耐磨層與基體結(jié)合力差的缺陷。本文結(jié)合近五年國(guó)內(nèi)外學(xué)者的研究，概括了表面納米化技術(shù)的原理和技術(shù)方法，綜述了表面納米化對(duì)輕金屬摩擦磨損性能的影響，并結(jié)合研究成果對(duì)本領(lǐng)域的發(fā)展現(xiàn)狀進(jìn)行了展望。

表面納米化，輕金屬，摩擦磨損

輕金屬由于其優(yōu)異的綜合性能而被廣泛應(yīng)用于航天航空等領(lǐng)域，但是由于其硬度低，摩擦磨損性能較差，應(yīng)用受到一定的限制。金屬的摩擦磨損性能與表面密切相關(guān)，通過(guò)表面納米化技術(shù)可以在材料表面制備出一定厚度的納米結(jié)構(gòu)表層，使粗晶組織細(xì)化至納米量級(jí)，以此來(lái)提高輕金屬的表面硬度，進(jìn)而改善其摩擦磨損性能，延長(zhǎng)使用壽命。

此前盧柯等人提出了結(jié)構(gòu)材料表面自納米化技術(shù)[1]，該技術(shù)是利用機(jī)械處理在金屬材料表面層獲得納米晶粒，而納米晶粒的化學(xué)成分保持不變，材料尺寸變化甚微，同時(shí)納米晶粒層和基體金屬間沒(méi)有明顯的結(jié)合面，結(jié)合緊密，不易脫落，具有非常優(yōu)異的性能。最近幾年，通過(guò)表面自納米化技術(shù)已經(jīng)在多種金屬材料表面獲得了納米晶體結(jié)構(gòu)，制備出的納米材料在相關(guān)領(lǐng)域的應(yīng)用研究已取得重大進(jìn)展。 本文結(jié)合最近五年應(yīng)用表面納米化技術(shù)提高輕金屬耐磨性取得的研究成果，綜述了表面納米化對(duì)輕金屬材料耐磨性的影響。

1　表面納米化方法與原理

在金屬材料表面獲得納米化結(jié)構(gòu)表層的主要途徑主要有三種：表面涂層或沉積、表面自身納米化及化學(xué)處理與表面自身納米化相結(jié)合的混合納米化[1]。其中表面自身納米化材料，其優(yōu)點(diǎn)是晶粒尺寸沿厚度方向逐漸增大，因此納米結(jié)構(gòu)表層與基體之間沒(méi)有明顯的界面，不存在界面污染和空洞缺陷；處理前后材料的外形尺寸基本不變。尤其是在自納米化過(guò)程中形成的納米階梯結(jié)構(gòu)，有效避免了結(jié)構(gòu)特征尺寸突變引起的性能突變，可以使具有不同特征尺寸的結(jié)構(gòu)相互協(xié)調(diào)，同時(shí)表現(xiàn)出各特征尺寸所對(duì)應(yīng)的多種作用機(jī)制，使材料的整體性能和使役行為得到優(yōu)化和提高。因此本文中我們主要詳細(xì)介紹表面自納米化技術(shù)。

表面自身納米化制備出的納米材料無(wú)界面污染，無(wú)顯著外觀變形，不用擔(dān)心界面問(wèn)題。近幾年主要使用的工藝有：表面機(jī)械研磨處理(sMAT)、高壓扭轉(zhuǎn)(HPT)、等通道轉(zhuǎn)角擠壓(ECAP)、超聲噴丸(USSP)、高能噴丸(HESP)等。

當(dāng)前表面自身納米化研究主要采用的是振動(dòng)噴丸方法。基本工作原理如圖1所示。

圖1　振動(dòng)噴丸示意圖

在一個(gè)U形容器中放置大量的球形彈丸，容器的上部固定樣品，下部與振動(dòng)發(fā)生裝置相連，工作時(shí)彈丸在容器內(nèi)部作高速振動(dòng)運(yùn)動(dòng)，并以隨機(jī)的方向與樣品發(fā)生碰撞。對(duì)單次碰撞來(lái)說(shuō)，材料表面晶粒某些達(dá)到臨界分切應(yīng)力的滑移系可以開(kāi)動(dòng)、 產(chǎn)生位錯(cuò)，如果彈丸的后序碰撞方向發(fā)生變化，就會(huì)促使晶粒其它的滑移系開(kāi)動(dòng)。多滑移系的開(kāi)動(dòng)有助于位錯(cuò)的增殖、運(yùn)動(dòng)并加快納米化的進(jìn)程，材料表面的粗晶組織通過(guò)不同方向產(chǎn)生的強(qiáng)烈性形而逐漸細(xì)化至納米量級(jí)。目前，較普遍的觀點(diǎn)認(rèn)為噴丸表面納米化的微觀基本過(guò)程，與機(jī)械激活產(chǎn)生納米晶粒的機(jī)理相類似，如圖2所示，包括：

(1)材料表面通過(guò)局部強(qiáng)烈塑性變形而產(chǎn)生大量的缺陷，如位錯(cuò)、孿晶、層錯(cuò) 和剪切帶等。

(2)隨著噴丸時(shí)間的延長(zhǎng)，位錯(cuò)密度不斷增加，當(dāng)其增至一定程度時(shí)，會(huì)發(fā)生湮沒(méi)重組，形成具有亞微米或納米尺度的亞晶。另外，隨著溫度的升高，表面具有高形變能的組織也會(huì)發(fā)生再結(jié)晶，形成納米晶。此過(guò)程不斷發(fā)展，最終形成晶體學(xué)取向呈隨機(jī)分布的納米晶組織。

圖2　彈丸碰撞在材料表面晶粒內(nèi)部引起的多向重復(fù)塑性變形

2　不同層錯(cuò)能金屬實(shí)現(xiàn)表面納米化的機(jī)理

在整個(gè)晶粒細(xì)化的過(guò)程中，層錯(cuò)能和晶體的結(jié)構(gòu)類型對(duì)其形成方式有很大的影響。

(1)對(duì)于高層錯(cuò)能金屬，以純鋁為例。其塑性變形方式為位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，在外加載荷的作用下晶粒細(xì)化的過(guò)程包括：在粗晶內(nèi)部形成高密度的位錯(cuò)墻和位錯(cuò)纏結(jié)；通過(guò)不斷地吸收位錯(cuò)，位錯(cuò)墻和位錯(cuò)纏結(jié)逐漸演變成小角度亞晶界；小角度亞晶界繼續(xù)吸收位錯(cuò)而轉(zhuǎn)變成大角度亞晶界；亞晶內(nèi)部重復(fù)上述過(guò)程，使晶粒尺寸不斷減小、取向差不斷增大，最終形成等軸狀、取向呈隨機(jī)分布的納米晶組織。

(2)中等層錯(cuò)能立方系金屬，以純銅為例。純銅的變形方式主要是位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，隨著應(yīng)變量的增加依次形成了由較厚位錯(cuò)墻分割的等軸狀位錯(cuò)胞、晶粒尺寸逐漸減小而取向差逐漸增大的亞微晶和取向呈隨機(jī)分布的納米晶。機(jī)械孿生只發(fā)生在表面附近應(yīng)變量較大的、晶體學(xué)取向不適合位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的晶粒中，其作用主要是調(diào)整晶粒取向，使晶粒碎化易于以位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)方式進(jìn)行。

(3)較低層錯(cuò)能立方系金屬，以316L不銹鋼為例。奧氏體粗晶內(nèi)部通過(guò)位錯(cuò)湮滅和重組形成位錯(cuò)胞；應(yīng)變量和應(yīng)變速率的增加誘發(fā)機(jī)械孿生，形成片層狀孿晶；孿晶內(nèi)部通過(guò)位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)使顯微組織逐漸由片層狀向等軸狀轉(zhuǎn)變，同時(shí)晶粒尺寸逐漸減小、取向差逐漸增大；最終形成等軸狀、取向呈隨機(jī)分布的納米晶組織。

(4)低層錯(cuò)能立方系金屬，以304不銹鋼為例。位錯(cuò)在{111}面上滑移、并相互交割形成網(wǎng)格結(jié)構(gòu)；單系孿晶形成并逐漸過(guò)渡到多系孿晶；多系孿晶相互交割使晶粒尺寸不斷減小，并在孿晶交叉處形成馬氏體相；孿晶系增多與孿晶重行。復(fù)交割強(qiáng)度加大使得碎化晶粒的尺寸進(jìn)一步減??；最終在大應(yīng)變量、高應(yīng)變速率和多方向重復(fù)載荷的作用下，形成等軸狀、取向呈隨機(jī)分布的馬氏體相納米晶組織。

納米化的過(guò)程不但和層錯(cuò)能有關(guān)，還和晶體結(jié)構(gòu)有關(guān)。對(duì)于立方系金屬，高層錯(cuò)能材料的塑性變形一般通過(guò)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)；而具有低層錯(cuò)能的材料則為機(jī)械孿生；對(duì)于層錯(cuò)能介于二者之間的材料，位錯(cuò)滑移和機(jī)械孿生兩種方式均可發(fā)生。

對(duì)于結(jié)構(gòu)對(duì)稱性較低(如六方系)的金屬，由于滑移面較少，即使在層錯(cuò)能較高的材料中也存在著機(jī)械孿生。以鈦為例，鈦屬于高層錯(cuò)能金屬，但其晶體結(jié)構(gòu)為密排六方，滑移系較少。因此不同于同是高層錯(cuò)能的純鋁、純鐵等。鈦主要以孿生進(jìn)行晶粒細(xì)化。應(yīng)變量較小時(shí)孿生相對(duì)較少，但是尺寸較大，部分孿晶貫穿整個(gè)晶粒，集結(jié)成板條束狀或相互交叉成柵欄結(jié)構(gòu)；應(yīng)變量較大時(shí)，孿晶數(shù)量明顯增多，出現(xiàn)孿晶的晶粒數(shù)量也增多，同時(shí)孿晶尺寸變小并出現(xiàn)碎化現(xiàn)象；隨應(yīng)變量進(jìn)一步增加，孿晶數(shù)量增大，尺寸變小，出現(xiàn)了交叉堆擠狀的孿晶團(tuán)，晶粒被碎化。這一過(guò)程依靠不斷萌生新的孿晶來(lái)實(shí)現(xiàn)。同時(shí)孿晶中存在大量位錯(cuò)，且孿晶晶界處聚集著高密度位錯(cuò)，當(dāng)應(yīng)變量達(dá)到一定程度時(shí)，即位錯(cuò)密度達(dá)到一定值時(shí)，這些位錯(cuò)將重新分布，逐漸調(diào)整到能量較低的穩(wěn)定狀態(tài)，位錯(cuò)胞也將轉(zhuǎn)變成具有小角度晶界的多邊形亞晶！應(yīng)變量進(jìn)一步增加，在多方向載荷重復(fù)作用下，亞晶不斷地吸收位錯(cuò)，取向差逐漸增加形成大角度晶界，在接近表面處生成等軸納米晶。最終，在表面形成了一個(gè)亞穩(wěn)態(tài)的納米晶粒層。

3　表面納米化影響摩擦磨損的因素

表面納米化改變了材料表面的組織和結(jié)構(gòu)，從而改變材料表面的摩擦磨損行為。表面納米化從多個(gè)方面影響材料的摩擦磨損行為：

(1)納米層的晶粒比較細(xì)小，通過(guò)細(xì)晶強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化的機(jī)理提高了輕金屬的強(qiáng)度和硬度。

(2)因?yàn)楸砻婕{米晶組織能有效抑制裂紋的萌生，而心部的粗晶組織又可以阻止裂紋的擴(kuò)展，因此在相同載荷下，表面納米化樣品較未處理樣品更難于發(fā)生疲勞磨損。

(3)在油潤(rùn)滑條件下，一方面表面納米晶層表面存在大量的凹坑，其具有良好的儲(chǔ)油作用，當(dāng)摩擦副相對(duì)運(yùn)動(dòng)時(shí)，摩擦表面溫度升高，潤(rùn)滑油受熱發(fā)生膨脹從凹坑中溢出，潤(rùn)滑膜厚度增加，起到良好的潤(rùn)滑作用；另一方面表面納米晶層具有較高的表面活性，容易吸附油膜。

(4)表面納米化晶層的殘余壓應(yīng)力抵消了摩擦力所引起的一部分拉應(yīng)力，阻礙了疲勞裂紋在表層形核。

(5)納米材料具有比表面積大、高擴(kuò)散性、易燒結(jié)性、熔點(diǎn)低等特性，其減磨抗磨作用將不同于傳統(tǒng)載荷添加劑的作用方式，能在物體表面形成永久性的固態(tài)膜，具有極好的潤(rùn)滑作用。不僅能減少摩擦，而且還可以對(duì)摩擦表面進(jìn)行一定程度的填補(bǔ)和修復(fù)，起到抗磨的作用。

但不能簡(jiǎn)單地認(rèn)為表面納米化后材料的耐磨性一定會(huì)提高，材料的摩擦磨損行為主要取決于納米結(jié)構(gòu)表層的厚度和表面粗糙度，也與載荷有關(guān)[1]。

4　輕金屬表面納米化后的摩擦磨損行為

近年來(lái)中外學(xué)者對(duì)輕金屬及其合金采用不同方法實(shí)現(xiàn)了表面納米化，并對(duì)其表面納米化前后的摩擦磨損行為進(jìn)行了研究。

圖3　磨損質(zhì)量損失隨磨損時(shí)間的變化[2]

圖4　退火前后硬度隨厚度方向的變化[2]

楊祥偉[2]等人采用增壓噴丸方式在7050鋁合金表面制備了亞微米晶層，觀察并分析了亞微米晶層的組織結(jié)構(gòu)，測(cè)試了噴丸前后的硬度，研究了亞微米化前后以及亞微米化后經(jīng)退火處理3種狀態(tài)下7050鋁合金表面的滑動(dòng)磨損特性，結(jié)果表明：由于增壓噴丸使7050鋁合金表面發(fā)生了嚴(yán)重的塑性變形而形成了一層厚度為30μm～40μm的亞微米晶層，硬度比未噴 丸材料提高了2倍，噴丸后材料的磨損失重量明顯減少，約為未噴丸處理試樣的一半，特別是噴丸后經(jīng)過(guò)退火的材料磨損量更小，表現(xiàn)出良好的耐磨性能。圖3是磨損質(zhì)量損失隨磨損時(shí)間的變化圖；圖4是退火前后硬度隨厚度方向的變化圖。

馬世寧[3]等人采用高速顆粒轟擊技術(shù)在7A52鋁合金表面制得一定厚度納米結(jié)構(gòu)表層，利用掃描電子顯微鏡和透射電子顯微鏡觀察了表面納米晶層的微觀結(jié)構(gòu)特征，利用多功能納米壓痕儀和往復(fù)式摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)測(cè)試了樣品表面納米化前后的硬度和耐磨性能。結(jié)果表明：7A52鋁合金經(jīng)高速顆粒轟擊處理后樣品表層形成了厚度約90μm塑性變形層，最表層晶粒尺寸約為8nm～20nm；表面納米晶層的顯微硬度約為原始樣品的 1.76倍；在油潤(rùn)滑的低載荷和中等載荷條件下，表面納米化拋光樣品的磨損量為原始樣品的1/2～1/3；表面納米化樣品的磨損機(jī)制為磨粒磨損和黏著磨損，而原始祥品的磨損機(jī)制為黏著磨損和疲勞磨損，表明其具有優(yōu)異的耐磨性能。如圖5所示是7A52鋁合金表面納米化前后樣品的顯微硬度圖；圖6是7A52鋁合金表面納米化前后在不同載荷下的質(zhì)量磨損量損失。

圖5　7A52 鋁合金表面納米化前后樣品的顯微硬度圖[3]

圖6　7A52鋁合金表面納米化前后在不同載荷下質(zhì)量磨損量損失[3]

郝欣妮[4]等人采用高能噴丸設(shè)備對(duì)金屬鈦進(jìn)行表面納米化，研究了表面納米化鈦的組織結(jié)構(gòu)、納米壓痕行為和摩擦磨損性能。結(jié)果表明，高能噴丸后明顯細(xì)化了 Ti 表層的 XRD 衍射區(qū)尺寸、增加了晶格應(yīng)變，位錯(cuò)密度高達(dá)5. 4048×10-14m-2，位錯(cuò)對(duì)屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)值高達(dá)226. 65MPa；表面硬度明顯提高約61. 7%；摩擦磨損性能與納米鈦相近。表1是鈦表面納米化后表面硬度的變化；如圖7所示是金屬鈦表面納米化前后的具有代表性的磨痕表面SEM形貌。

表1　顯微硬度[4]

圖7　摩擦磨損表面SEM形貌[4]

田龍[5]等人對(duì)Til3Nb3Zr合金進(jìn)行不同時(shí)問(wèn)機(jī)械研磨處理，未處理試樣的表面硬度為268HV；機(jī)械研磨處理30min、60min和90min試樣的表面硬度最高分別達(dá)到288HV、312HV和349HV，表明機(jī)械研磨處理提高了試樣表層的硬度，為材料耐磨性的提高提供了條件。

表2對(duì)比了未處理試樣與機(jī)械研磨試樣的質(zhì)量磨損失重，表明研磨試樣的質(zhì)量磨損失重隨著研磨時(shí)間的增加而減??；圖8中(a)、(b)、(c)分別是未處理、機(jī)械研磨60min和90min試樣的磨痕表面SEM照片，實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明未處理試樣磨痕表面表現(xiàn)出典型的接觸疲勞磨損；研磨時(shí)間60min下的試樣的磨痕表面表現(xiàn)出粘著磨損；研磨時(shí)問(wèn)90min下試樣磨痕的磨損機(jī)制以磨粒磨損和輕微的粘著磨損為主，這是研磨處理細(xì)化表層晶粒和殘余壓應(yīng)力共同作用的結(jié)果。

表2　機(jī)械研磨處理前后磨損失重對(duì)比[5]

圖8　摩擦表面的SEM照片(500×)[5](a)未處理試樣；(b)60min機(jī)械研磨試樣；(c)90min機(jī)械研磨試樣

徐開(kāi)東[6]等人對(duì)鎂合金納米化處理前后磨損形貌的觀察與分析可知，磨損形式主要是粘著磨損和磨粒磨損。在磨損初期，由于鎂合金相對(duì)較軟，輕微磨損形成的磨削粘附在較硬的巧磨面上，隨著正壓力的加大，磨損顯著加劇，粘附在硬金屬面上的粘著物對(duì)軟金屬產(chǎn)生輕微犁削高速磨損條件下訂，隨著時(shí)間的持續(xù)，溫度快速升高，磨削發(fā)生氧化，形成硬質(zhì)磨削顆粒，在后續(xù)的摩擦磨損過(guò)程中就會(huì)發(fā)生嚴(yán)重的磨粒磨損。由于未經(jīng)納米化處理的鎂合金表面相對(duì)較軟，在對(duì)磨面的“刮擦”作用下，磨削較多，且?guī)顒兟湓诤罄m(xù)的氧化塑變中不斷的被碾壓和斷裂，形成大量且形狀為塊體的硬質(zhì)顆粒，從而導(dǎo)致了最終的磨損形貌為寬而深的近似平行的犁溝。納米化處理后，雖然仍然存在氧化的硬質(zhì)顆粒，但較為細(xì)小均勻，因此磨損表面相對(duì)較為平整。綜合摩擦系數(shù)、磨損失重以及磨損形貌特征，鎂合金經(jīng)表面自身納米化處理后耐磨性能得到顯著改善。如圖9、圖10所示分別是鎂合金表面納米化前后的摩擦磨損形貌圖。

N.Arun Prakasha[7]等人經(jīng)過(guò)噴丸技術(shù)處理的鋁合金納米晶體表面的摩擦行為進(jìn)行了研究，使用往復(fù)式磨損試驗(yàn)設(shè)施的干摩擦條件下的摩擦學(xué)性能進(jìn)行了評(píng)價(jià)。結(jié)果顯示處理過(guò)的樣品比未處理的樣品的表面摩擦系數(shù)降低，并提高鋁合金的耐磨損性，發(fā)現(xiàn)噴丸過(guò)程中細(xì)晶粒結(jié)構(gòu)和壓縮殘余應(yīng)力的存在形成有助于改進(jìn)鋁合金的摩擦和磨損特性。噴丸條件影響表面納米層的性質(zhì)(即晶粒尺寸、硬度和殘余壓應(yīng)力)，并影響摩擦性能。高強(qiáng)度的表面納米層延遲裂紋萌生和延遲了裂紋擴(kuò)展并有助于耐磨性的提高。如圖11所示是在正常負(fù)載30N下未噴丸與噴丸樣品的摩擦磨損系數(shù)變化。

圖9　原始鎂合金樣品的摩擦磨損形貌[6](a)納米化處理后摩擦磨損形貌；(b)局部放大形貌

圖10　鎂合金表面納米化處理后的摩擦磨損形貌[6](a)原始樣品摩擦磨損形貌；(b) 局部放大形貌

圖11　在正常負(fù)載30N下未噴丸與噴丸樣品的摩擦磨損系數(shù)變化[7]

5　結(jié)語(yǔ)與展望

目前對(duì)輕金屬表面納米化的研究還比較欠缺，該技術(shù)在輕金屬領(lǐng)域有針對(duì)性的規(guī)?；瘧?yīng)用，還需要很多方面的深入研究，如表面納米化工藝參數(shù)控制、表面納米化對(duì)表面性能和整體性能的系統(tǒng)化影響因素、影響摩擦磨損行為的微觀機(jī)理、納米-微米各級(jí)組織與性能的關(guān)系等。

輕金屬在現(xiàn)代工業(yè)產(chǎn)品中有非常廣泛的應(yīng)用前景，通過(guò)表面納米化技術(shù)能有效減少表面磨損，提高零部件服役過(guò)程中的摩擦學(xué)性能，顯著延長(zhǎng)材料及零部件的使用壽命，大大增加高端機(jī)械體系的可靠性，將對(duì)現(xiàn)代工業(yè)產(chǎn)品甚至軍品的高性能化可持續(xù)發(fā)展產(chǎn)生重要的實(shí)用意義。

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Friction and Wear Behaveior of Light Metal and Its Alloyys after Nanocrystallization

TANG Shi-yun，MA Zi-gang，LV Zhi-yu，GAO Han，GUO Jia-wen

(School of Mechanical and Engineering，China University of Petroleum(huadong)，qingdao 266580，Shandong，China)

Because of its low strength and poor wear resistance，the application of light metal is limited.Surface self nanocrystallization technology can make ideal nano layer which is no pollution to improve its wear resistance，while avoiding the defects that the wear-resistant layer and the combined force of substrate is poor such as spraying. This paper studies scholars of the past five years，summed up the principles and techniques of the surface of nano，summarized the impacts of the surface of nano on the friction and wear properties of the light metal，and prospected to the field of development status according to the research achievements.

surface nanocrystallization，light metals，friction and wear

TG 115.5+8