壓鑄ZL101A 鋁合金摩擦磨損性能及機理的研究

王志輝，樊新波，簡忠武，吳安如

（1.湖南工業職業技術學院汽車工程學院，湖南 長沙，410208；2.湖南工程學院汽車動力與傳動系統湖南省重點實驗室，湖南 湘潭，411104）

由于鑄造鋁合金具有良好的比強度、導熱性以及加工性能，與常壓鑄造相比，采用壓力鑄造工藝能夠有效減少鑄件缺陷、提高鑄件的致密性以及質量可靠性，目前被廣泛應用在汽車領域，用于取代傳統的鋼件或鑄鐵件，降低零部件的總體重量，實現產品零部件輕量化，最終提高產品的燃油經濟性。而當鋁合金被作為發動機缸體或運動零部件材料時，其工作面的涂層在使用過程中不可避免地會發生磨損甚至失效。為了關鍵零部件的再生利用，提高產品可回收利用的價值[1]，開展鋁合金的摩擦磨損方面的研究，對優化鋁合金零部件的設計、提高零部件以及產品的經濟性以及可靠性具有重要的現實意義。

近些年來，研究人員針對鋁合金摩擦磨損性能及機理的研究主要集中在2 系、6 系、7 系，研究方向主要集中在熱處理工藝、溫度對摩擦磨損性能的影響，但針對鑄造鋁合金摩擦磨損方面的研究較少。宋曉萍等人研究了固溶處理后7055 鋁合金的摩擦磨損性能[2]。孫曉霞研究了固溶處理對2A12 鋁合金的摩擦磨損性能的影響[3]。李斯旭等人研究了溫度對6061 鋁合金摩擦磨損行為的影響[4]。談衡等人研究了噴射成形7075 鋁合金鉆桿的摩擦性能[5]。因此，開展不同摩擦副材料以及不同摩擦載荷條件下鑄造鋁合金摩擦磨損性能及機理的研究，具有重要的理論意義和現實參考價值。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

本實驗材料為壓鑄態的ZL101A 鋁合金，其化學成分見下表1。本文中所用鑄錠及試樣取樣尺寸如下圖1 所示，借助奧林巴斯GX71 金相顯微鏡觀察得到材料的原始顯微組織如下圖2 所示，其組織由α（Al）和（Al+Si）共晶組織組成。

表1 ZL101A 鋁合金的化學成分（wt.%）

圖1 試樣取樣示意圖

圖2 ZL101A 鋁合金的原始顯微組織

1.2 試驗方法

本文借用HVS-1000A 型顯微硬度計、UMT-2MT 型摩擦磨損試驗機、FEI Quanta 250 FEG 場發射掃描電鏡（SEM）、能譜儀（EDS）對壓鑄態ZL101A 鋁合金的硬度、摩擦磨損性能以及形貌等進行研究，試驗參數見下表2。

表2 ZL101A 鋁合金摩擦磨損的試驗方案

2 試驗結果與討論

2.1 硬度測試結果

ZL101A 鋁合金的顯微維氏硬度測量參數為：載荷250Kg，保載時間6s，沿試樣一條對角線取4個點，測得其硬度后求平均值，得到壓鑄態ZL101A 鋁合金的布氏硬度為67.3HB。

2.2 摩擦條件對摩擦系數的影響

上圖3 為不同摩擦磨損條件下的磨損曲線圖，從圖中可以看出不同摩擦副材料以及不同載荷條件下摩擦系數的變化規律基本一致，即摩擦磨損試驗開始后，摩擦系數迅速增加并達到最大值，然后隨著磨損試驗的進行，其摩擦系數呈現較為明顯的波動式下降，隨后趨向穩定[3，6]。

摩擦磨損初期，摩擦系數迅速上升，這主要是由金屬間黏著引起的。隨著摩擦的進行，摩擦系數下降主要是因為摩擦磨損過程中產生一定量的磨屑，一方面它黏著在摩擦副上起到了一定的保護作用，引起摩擦系數下降，另一方面它與試樣基體不斷地黏著、分離，引起摩擦系數的波動。上述兩方面的共同造成，形成了摩擦摩擦試驗前期摩擦系數波動式的下降，直至趨于相對穩定，這其中SiN 摩擦副的摩擦系數比CGr15 摩擦副的摩擦系數更早地達到相對穩定的狀態，SiN 摩擦副大約在500s 左右，CGr15 摩擦副大約在650s 左右。隨著摩擦磨損試驗的持續進行，各組試驗中均不同程度地出現摩擦系數波動性增大，而且該波動基本都會持續60s 以上。這主要是鋁合金試樣與摩擦副發生相對摩擦運動時，摩擦表面的不平整會造成接觸應力過大而引起摩擦表面燒結，燒結后致使摩擦阻力增大，而隨著摩擦相對運動的持續進行，燒結區域發生撕裂現象，摩擦阻力隨著下降，從而產生粘滑（Stick Slip）現象，即摩擦系數出現明顯的持續性波動。而且隨著摩擦載荷的增加，上述粘滑（Stick Slip）現象出現的頻率呈現先增加后減少，如圖3 所示。

圖3 不同摩擦磨損條件下的磨損曲線圖

上表3 為ZL101A 鋁合金摩擦磨損數據，通過對上述數據進行分析可知，在SiN 和GCr15 兩類摩擦副中均呈現出：隨著摩擦載荷的增加，平均摩擦系數和磨損量均先增加后降低[7]，如下圖4、圖5所示。而且，在不同摩擦載荷下，SiN 摩擦副的試樣摩擦磨損平均摩擦系數均低于GCr15 摩擦副。在此外，通過對比下圖4 和圖5 可以看出，當摩擦載荷在2～3N 時，GCr15 摩擦副平均摩擦系數大于SiN 摩擦副，其磨損量也大于SiN 摩擦副的磨損量；而當摩擦載荷增大到4N 時，GCr15 摩擦副與SiN 摩擦副平均摩擦系數相差較大，但其磨損量接近。經過數據對比發現，使用GCr15 作為摩擦副時ZL101A 的平均磨損量明顯高于SiC 作為摩擦副時的平均磨損量，其平均磨損量分別為0.88mg、0.69mg，相比增加了27.5%。

表3 ZL101A 鋁合金摩擦磨損數據

圖4 不同摩擦載荷條件下摩擦系數的變化規律

圖5 不同摩擦載荷條件下磨損量的變化規律

2.3 磨損形貌及機理分析

圖6 為不同載荷條件下ZL101A 鋁合金與SiN 摩擦磨損的表面形貌（SEM）。從圖6（a）可見，ZL101A 鋁合金在SiN 摩擦副的作用下，在摩擦方向上合金表面有明顯的犁溝，而且分布有大量的坑狀剝落，坑中可見明顯的磨屑，呈現出典型的剝層磨損與磨粒磨損形貌[8-9]。這主要是由于在較低的摩擦載荷下，一部分微小的磨屑無法及時排除，殘留在剝落坑中，而部分較大磨屑黏著在摩擦副上，被摩擦副反復碾壓，從而黏附在鋁合金基體上，發生黏著磨損[10]，如圖6（d）所示。也正因為在較低的摩擦載荷下的黏著碾壓作用，黏附在摩擦副上的磨屑被碾壓形成了合金表面層狀的轉移膜，以至于該條件下磨損后試樣的質量損失減小。隨著摩擦載荷的增加，在摩擦方向上合金表面刮擦和碾壓作用增強，其表面的犁溝深度變淺，表面更加平整，同時坑狀剝落以及殘留的磨屑均明顯減小，如圖6（b）、（c）、（e）、（f）所示。

圖6 ZL101A 鋁合金與SiN 摩擦磨損的表面形貌（SEM）

圖7 為不同載荷條件下ZL101A 鋁合金與GCr15 摩擦磨損的表面形貌（SEM）。從圖中可以看出，ZL101A 鋁合金在GCr15 摩擦副的作用下，隨著摩擦載荷的增加，摩擦表面的坑狀剝落明顯增多，而且坑中可見明顯的磨屑，屬于典型的剝層磨損。這主要是由于隨著摩擦載荷增大，其對鋁合金表面的刮擦作用逐漸增強，而與SiN 摩擦副相比，GCr15 摩擦副對ZL101A 鋁合金的黏著作用更弱，表面的黏著后的反復碾壓現象減弱，因此合金表面新的磨屑被刮走的更多，這也就導致了GCr15摩擦副的磨損量明顯高于SiN 摩擦副的磨損量的原因。

圖7 ZL101A 鋁合金與GCr15 摩擦磨損表面形貌（SEM）

圖8 為不同摩擦副下ZL101A 鋁合金EDS 分析。從圖中EDS 分析數據可知，ZL101A 鋁合金在經過SiN 摩擦副的摩擦磨損后，試樣摩擦區域以及磨屑聚集區主要是O、Al、Si 三種元素，其中O含量超過55%，這主要是由于在摩擦磨損過程中，磨屑在SiN 摩擦副上黏著，導致摩擦產生的大量熱量無法及時傳導出去，以至于形成Al、Si 的氧化物。而ZL101A 鋁合金在經過GCr15 摩擦副的摩擦磨損后，試樣摩擦區域以及磨屑聚集區的主要成分仍然是O、Al、Si 三種，但其中的O 含量明顯低于SiN 摩擦副摩擦磨損后的含量，這也再次佐證了在ZL101A 鋁合金摩擦磨損過程中GCr15 摩擦副對磨屑的黏著程度低于SiN 摩擦副，前者比后者摩擦過程中散熱效果更好，摩擦氧化傾向更小，因此，ZL101A 鋁合金在SiN 摩擦副中的氧化磨損比GCr15 摩擦副中更加明顯。

圖8 ZL101A 鋁合金摩擦磨損表面的EDS 能譜分析

綜合摩擦磨損數據、表面形貌以及EDS 分析結果，ZL101A 鋁合金在SiN 和GCr15 兩種摩擦副中均呈現出了剝層磨損、磨粒磨損、黏著磨損以及氧化磨損的磨損機制，只是各機制的作用程度不同。隨著摩擦載荷的增大，平均摩擦系數和磨損量均先增加后降低都是由摩擦副與磨屑的黏著與刮擦的雙重作用引起的。當摩擦載荷為2N 時，黏著作用占主導、刮擦作用較弱，大部分磨屑被重新碾壓在鋁合金表面，導致磨損量較小；當摩擦載荷增加到3N 時，在黏著作用與刮擦作用均增強的影響下，磨粒磨損也增大，導致磨損量增大；當摩擦載荷增大至4N 時，雖然黏著作用與刮擦作用均增強，但更多細小的磨粒被摩擦副刮走，降低了磨粒磨損，導致磨損量出現了一定程度的下降。

3 結論

（1）ZL101A 鋁合金在SiN 和GCr15 兩類摩擦副中均呈現出：隨著摩擦載荷由2N 增加至4N 時，平均摩擦系數和磨損量的變化規律一致，均先增加后降低。

（2）在不同摩擦載荷下，SiN 摩擦副的試樣摩擦磨損平均摩擦系數均低于GCr15 摩擦副，即ZL101A 使用SiN 比使用GCr15 作為摩擦副材料的摩擦阻力更小。

（3）ZL101A 鋁合金在SiN 摩擦副中磨屑的黏著、碾壓現象比GCr15 摩擦副中更加明顯，以至于SiN 摩擦副中的氧化現象比GCr15 摩擦副中更加明顯。

（4）ZL101A 鋁合金在SiN 和GCr15 兩種摩擦副中均呈現出了剝層磨損、磨粒磨損、黏著磨損以及氧化磨損的磨損機制，只是各磨損機制的作用程度不同。