关 键 词：

热处理 工艺 镁合金 耐磨 性能 影响 研究 黄河

资源描述：

热处理工艺对镁合金耐磨性能影响的研究（黄河）,热处理,工艺,镁合金,耐磨,性能,影响,研究,黄河

内容简介：

黄河科技学院毕业论文 第 37 页1 绪 论1.1引言 镁是地球上含量较为丰富的元素之一，分布广泛，约占地球总质量的2.35%。作为一种轻质工程材料，镁的潜力目前尚未充分挖掘出来，开发利用还远远不如钢铁、铜、铝等成熟。纯镁的密度很小，约为1.749g/cm3。镁的晶体结构为密排六方，轴比为1.6236，与理想密排六方的轴比1.633相差不大。纯镁滑移系较少，冷变形较为困难。升高温度到250以上，滑移系增多，呈现出较好的塑性1。纯镁很少作为结构材料来使用，通常是以合金的形式出现在工程应用中。镁合金保持了纯镁质地轻的特点，密度约为钢的1/5，铝的2/3，比强度高、导热性和导电性好、加工性能优良(切割、挤压成型、铸造、焊接等)2,3。镁合金以其比强度高、减振、易于压铸成形、可回收等优点，在同其他轻质材料的竞争中已取得明显优势，再度受到交通工具和电子通信器材行业的青睐4但是镁合金耐蚀性差，这制约了其广泛应用。镁合金常用的防护方法有金属镀层、化学转化膜、阳极氧化以及在其基础之上发展起来的微弧氧化、有机物涂层。AZ91系列镁合金是开发最早、应用最广泛的镁合金之一，为了不断扩大该合金的产业化应用，国内外从多个方面开展了大量工作镁合金热处理作为其中的一项工作，对改善镁合金的综合使用性能具有重要的价值，镁合金热处理的目的是在不同程度上改善其力学性能，以及减少铸件中的内应力。热处理过程中温度不仅为相变提供了驱动力，也为合金元素的扩散提供驱动力，而热处理时间则决定了相同保温温度下原子扩散的程度5-7。热处理能否提高镁合金的耐磨性目前尚未得到具体的研究。 1.2 镁合金热处理方法和特点表1-1 基本热处理方法的符号镁合金常用的热处理方法有退火、固溶和时效处理等，其基本热处理方法的符号见表1-1所示，镁合金热处理方法的选择取决于合金的类别以及预期的服役条件8-10。1.2.1 退火退火是为了减少或消除镁合金制品中的残余应力、成分不均匀等缺陷以提高合金塑性，为后续加工做准备。镁合金的退火工艺有均匀化退火、去应力退火和高温完全退火。均匀化退火是指在合金变形前进行的热处理，它能明显改善铸态合金中的元素偏析现象，消除共晶组织，减少合金在变形时产生的应力集中点，提高合金的塑性变形能力，为随后强化相的析出做准备。均匀化退火的实质是铸锭在高温下加热，通过相的溶解和原子的扩散来实现的。原子的扩散主要在晶内进行，使晶粒内部化学成分不均匀的部分通过扩散逐步达到均匀11。原子扩散速度主要受均匀化退火温度的影响，在同一温度下适度地延长退火时间，扩散进行得就越彻底。此外，原子也会在晶界扩散，并伴有组织变化，即富集在晶粒边界和枝晶网络上可溶的金属间化合物和强化相，将发生溶解、扩散等，从而使铸锭的组织改善，加工性能提高。研究表明，对AZ系镁合金进行均匀化处理，随退火温度的升高和保温时间的延长，分布在合金晶界及枝晶间粗大的网状Mg-A1相逐渐减少，如图1-1所示。合金的强度和延伸率也得到了提高12,13。图1-1 铸造A7-31镁合金均匀化前(a)、后(b)的显微组织 去应力退火主要用于减少或消除镁合金制品在冷热加工、成形、矫直、焊接过程中产生的残余应力或铸件、铸锭中的残余应力，其退火温度低，保温时间较短。蒋永锋等对不同退火条件下AZ31镁合金的组织和硬度分析发现，去应力退火时间相同时升高退火温度对镁合金的硬度影响不大；而当退火温度相同时，延长退火时间则会使合金硬度降低。完全退火主要用于消除塑性变形等引起的冷作硬化，恢复和提高工件的塑性，使其有利于后续加工变形，其退火温度较高，保温时间较长。1.2.2 固溶处理 固溶处理是将合金先加热到单相固溶体相区内的适当温度，保温一定时间，使原组织中的合金元素完全溶人基体金属中，形成过饱和固溶体，这个过程就称为固溶处理。由于合金元素的融入使基体产生点阵畸变，由此产生的应力场阻碍位错运动，使合金的强度增加。大多数合金在实际结晶过程中存在晶内成分不均匀现象，为了减少或消除这种现象，使合金中溶质浓度趋于均匀化，改善合金的使用性能，常对其进行固溶处理。镁合金经过固溶处理不进行人工时效可以提高合金的韧性和抗冲击性。由于镁合金中合金元素的扩散较慢，因而需要较长的加热时间以确保强化相充分固溶。变形镁合金固溶时间最短，其次是薄壁铸件或金属型铸件，砂型厚壁铸件的固溶时间最长。张大华等对镁合金固溶处理后发现，合金中的第二相逐渐溶解，组织更加均匀，合金的力学性能得到提高14-16。Mg-A1-Zn合金经过固溶处理后Mg-A1相溶解到基体镁中，合金性能在一定程度上得到了改善，如AZ91、AZ80镁合金经过适当时间的固溶处理后,Mg-Al相几乎完全溶解到-Mg相中，镁合金的力学性能发生了较大的变化1.2.3 固溶处理+人工时效 时效处理是将固溶处理后的过饱和固溶体置于一定温度下，放置一定时间使过饱和固溶体发生分解，合金的强度和硬度得到提高。当合金中元素的固溶度随着温度的降低而减少时，这种合金便可以产生时效强化。但会降低部塑性，这种工艺主要应用于Mg-A1-Zn和Mg-RE-Zr合金。进行T6处理时，固溶处理获得的过饱和固溶体在人工时效过程中发生分解并析出第二相。时效析出过程和析出相的特点十分复杂，它受合金系、时效温度以及添加元素的综合影响17。Mg-Al-Zn三元合金是在Mg-Al系合金中加入Zn形成的，如AZ91、AZ31等。GOKEN-J等指出AZ91是显著的时效强化型合金，所以T6是其常用的热处理工艺之一。图1-2为AZ91D镁合金经不同状态热处理后的布氏硬度变化曲线。由图2可以看出，合金T6态的布氏硬度明显高于T4态。这主要是由于合金在热处理过程中重新析出弥散分布的强化相(-Mgl7A1l2相) 。Duly-D等认为，Mg-A1系二元合金中存在连续析出和非连续析出两种时效析出机制。连续析出相多呈细小片状弥散分布于基体中，使合金具有良好的力学性能；而非连续析出相多呈粗大的层片状，弥散度较低，对合金的强化作用较小。因此Mg-A1系合金的时效强化效果与两种析出机制析出相的比例有关，而该比例又与时效温度和合金中Al含量有关。 图1-2 AZ9D镁合金经不同状态热处理后的布氏硬度变化曲线此外，为使镁合金满足更多结构件性能需要，有时也采用固溶+双级时效处理以提高其综合性能。戴庆伟等对Mg-Zn-Mn新型变形镁合金进行T4+双级时效处理后发现，合金的抗拉强度和屈服强度得到了提高，屈服强度的提高幅度最大达64 。这主要是由于预时效处理生成了GP区，晶内形成了大量的溶质富集区或过渡相，为下一级时效提供了弥散析出的结晶核心，更利于提高合金强度。TTSasaki等对Mg-Sn-Zn合金进行双级时效处理后发现合金的硬度提高到了80HV以上。镁合金固溶处理后常在静止或流动的空气中淬火，有时也在热水中淬火以提高强化效果18。对冷却速度敏感性较高的Mg-RE-Zr合金常采用热水淬火(T61)。在保证镁合金获得良好的固溶效果的同时，采用热水淬火能够减少其在热处理过程的残余淬火热应力。王永欣对AZ91D镁合金进行T6热处理后发现合金的力学性能得到良好的改善，这主要是由于镁合金热处理后的力学性能受Mg-A1相的影响显著。AZ91D镁合金T6处理后-Mgl7A1l2相在基体内弥散析出：晶粒内部以细小点状的连续析出为主；晶界处则以条状的不连续析出为主。1.2.4 人工时效绝大多数镁合金对自然时效不敏感，部分镁合金经过铸造或加工成形后不进行固溶处理而是直接进行人工时效，这种工艺可以消除工件的应力，略微提高其抗拉强度。特别是Mg-Zn系合金，如重新加热固溶处理会导致晶粒变得粗大，所以通常在热变形后直接人工时效以获得时效强化的效果19。王建强等对镁合金进行人工时效后发现，合金在室温和高温的力学性能均高于铸态，而且阻尼性能也较好。1.2.5 表面热处理镁的化学稳定性低，耐蚀性差，即使在室温下也会与空气或在潮湿的环境中发生氧化反应，因此在使用镁合金前可进行适当的表面改性。目前，镁合金的表面热处理常采用激光处理，包括激光表面热处理、激光表面合金化和激光熔覆等。此外，化学热处理也能适当提高镁合金的耐蚀性能。激光表面热处理是采用高能量的激光对试样表面进行连续扫描，使扫描区表层产生一薄层与基体有陡峭温度梯度的熔区，再利用基体的吸热作用使熔化层急冷，从而改善表面的耐磨性、抗氧化性能20。DDubB 等用激光对AZ91D和AM60B表面进行处理后，发现Mg-A1相体积分数上升，金属表面的硬度得到提高，且钝化行为也较好。Walid Khalfaoui等用激光对ZE41镁合金表面进行处理后发现，合金的显微硬度得到了提高，抗蚀性能也得到了改善。激光表面合金化使金属表面重熔慢，利于合金元素的充分溶解，表面快速形成致密、均匀的组织结构，使表面合金层合金元素含量达15%75%，合金硬度略有升高，抗蚀性增强。激光熔覆是在基材表面添加熔覆材料，用激光使其与基材表面薄层一起熔凝的方法。Gao Yali等在AZ91HP镁合金表面宽带熔覆了AlSi合金粉末，得到熔覆层组织主要由Mg2Si相、Mg17A112相和Mg2A13相构成，熔覆层的显微硬度提高了3.4倍，腐蚀电流降低了2个数量级。化学热处理是改变金属或合金工件表层的化学成分、组织、性能的热处理。镁合金化学热处理的工艺过程一般是：将工件置于含有特定介质的容器中，加热到适当温度后保温，使容器中的介质(渗剂)分解或电离，产生能够渗入的活性原子或离子，在保温过程中不断地被工件表面吸附，并向工件内部扩散渗入，以改变工件表层的化学成分。镁合金经过化学热处理后能够明显提高合金的耐蚀性能。刘喜明对铸造稀土镁合金Mg-3% Nd进行化学热处理后发现，镁合金表面形成一层致密的、与基体达到冶金结合的、自腐蚀电位为-1096V的MgF2耐腐蚀膜层，使其耐蚀性高于基体。1.3 镁合金摩擦磨损性能现在，越来越多的镁合金应用于汽车、通讯、电子以及航天等领域。其中，得到最广泛应用的是AZ91D镁合金。但是，在镁合金的研究领域正不断拓展的同时，有关摩擦磨损行为的数据却非常少，虽然镁合金目前通常不期望用于如轴承或齿轮等承受严重磨损的场合，但在某些应用中，包括汽车制动装置、发动机部件(活塞和汽缸内腔)等，要经受滑动运动，在材料加工、装配过程中，例如滚压、挤压、锻造等，磨损也是重要的考虑因素，因此，研究镁合金的摩擦磨损性能是很有必要的21。有关镁合金磨损行为的相关资料是很少的。Hiratsukaetal研究了纯镁在销盘式磨损试验机上与铝对磨时的干滑动磨损行为。试验载荷为9.8N，滑动速度为16ms，总滑动距离为2.5x103m的条件下进行，他们观察到两种不同的依赖于实验环境的磨损机制。在空气中时，镁表现为氧化磨损，在铝的表面覆盖了一种黑色的转移层即镁的氧化物。当以同样的载荷和速度在真空中(2.5x106pa)试验时，镁显示出金属的磨损，也就是说，在铝上镁转移层具有金属光泽，同时镁的磨损率明显增加。Alahelisten eta1研究了经过铝纤维强化过的镁合金AZ91，在磨损行为中有大量碎片的作用22。抗磨性在两种磨损中随纤维含量的增加而增加，但是大量纤维碎片将导致固体微粒抗磨性能的降低。Housh和Sakkinen报道了镁基复合材料的抗磨性能随SiC粒子体积分数的增加而增加。在缺少镁合金详细研究磨损机制(也就是微观过程导致的磨屑生成或表面损坏)时，我们就必须去参阅铝合金磨损机制方面的相关信息。Hirst和Lancaster通过99的纯铝在钨铬钴合金上做的磨损试验确认了两种清晰的磨损机制，即轻微磨损和严重磨损。关于铝硅合金的几种研究表明，当载荷或速度超出某一水平时就出现从轻微到严重磨损的转变。Shivanath et a1将轻微磨损和氧化磨损及严重磨损和铝表面严重塑形变形表征出来的Liu et a1完成铝合金的磨损机制图，他采用了Lim和Ashby关于载荷和速度协调作用的文献上采集磨损率和磨损机制的数据Zhang和Alpas制作了一张关于变形铝合金的6601A1在AISl52100钢上滑动的磨损机制图。它揭示了从轻微磨损到严重磨损转变是发生在一个确定的载荷，速度和滑动距离，从表面温度和热激活过程的临界温度相一致时发生，是一个动态过程23,24。在图上确认的磨损机制包括氧化层的剥离，铝表面下层的剥离，严重剥层引起的磨损和粘着几种，在铸造铝合金中能观察到相同的磨损机制。镁合金的摩擦系数较高，限制镁合金材料作为运动部件的应用，同时相关镁合金摩擦学的研究也很不足。为了满足各行业对高性能材料的需要，有必要进行更深入的镁合金摩擦学的研究，特别是针对目前已经能够规模生产而价格相对较高的一些材料进行相关应用的摩擦学研究，深入认识和发现这些材料在不同条件下的摩擦磨损机理，是一项十分有意义和较为迫切的工作。现在的论文主要集中在镁合金AZ91的滑动磨损行为上。1.4本文选题的研究内容本文研究了AZ91镁合金在不同热处理工艺下的磨损行为及对耐磨性的影响，具体研究内容如下：(1)通过不同的固溶和时效处理后观察镁合金的显微组织，研究镁合金在固溶和时效时组织的转变。(2)通过不同的热处理实验研究镁合金热处理与硬度之间的关系，并且找到一种能够显著提高硬度的最佳热处理工艺。(3)通过不同的热处理工艺之间的对比，分析镁合金在不同热处理工艺下的摩擦磨损特性。找到热处理对镁合金耐磨性的影响。2 实验方法2.1 实验材料本研究采用目前应用最广泛的AZ91D镁合金作为实验材料，实验板材购置广州富泰金属有限公司，其成分见表2-1所示。表2-1 AZ91D镁合金的成分成分AlZnMnSiFeCuNiMg含量8.70.80.40.010.040.010.002Bal 本研究所用实验试剂包括：硝酸：AR级，郑州市星光化工厂；丙酮：AR级，沈阳新兴试剂厂；乙醇：AR级，洛阳昊华化学试剂有限公司；卡夫特强力AB胶：广东恒大新材料科技有限公司；牙托粉和自凝水：新世纪齿科材料有限公司氧化铬：天津市瑞金特化学品有限公司氧化铝：天津市福晨化学试剂厂蒸馏水：实验室自蒸。橡皮泥：喜洋洋文具有限公司2.2 实验用仪器设备金相切割机：QG-3型金相试样切割机，上海金相机械设备有限公司，如图2-1所示，用于试样下料；金相试样预磨机：设备型号为YM2，由上海金相机械设备有限公司生产，如图2-2所示，主要应用于试样前期的打磨工作；金相抛光机：P-3型金相试样抛光机，上海光相制样设备有限公司，如图2-3，用于试样组织观察前的抛光处理；电子天平：FA(N)/JA(N)系列，上海民桥精密科学仪器有限公司生产，主要用于磨损过程前后试样的称量，计算磨损量；干燥箱：南京泰斯特实验设备有限公司生产，如图2-4所示，主要用于玻璃仪器的烘干和试样处理后的烘干；超声波清洗仪：设备型号KQ-50B型超声波清洗器，三江超声仪器厂生产，如图2-5所示，主要用于试样的清洗；金相显微摄像仪：C2003B型正置金相显微摄影仪，上海精密仪器仪表有限公司，如图2-6所示，主要用于金相试样的微观组织形貌的观察；显微硬度仪：HVS-1000型，上海联尔试验设备有限公司；如图2-7所示，用于硬度测试；摩擦磨损试验机：济南思达测试技术有限公司；如图2-8所示，用于摩擦磨损性能测试。箱式电阻炉：上海康路仪器设备有限公司； 如图2-9所示，用于试样热处理；金相显微镜：上海仪圆光学厂，如图2-10，所示用于金相组织观察。 图2-1 金相试样切割机 图2-2 金相试样预磨机 图2-3 金相试样抛光机 图2-4 干燥箱 图2-5 超声波清洗机 图2-6 金相摄像仪 图2-7显微硬度计 图2-8摩擦磨损试验机 图2-9箱式电阻炉图2-10 金相显微镜2.3 试样制备(1) 用试样切割机将从AZ91镁合金板材上取样，截取两种形状试样，一种截成小块的六面体状，主要用于组织观察和硬度测试；另一种截成上下面边长为3030mm的块状，主要用于摩擦磨损性能测定，试样形状如图2-11所示。 图2-11 试样形状(2)试样镶嵌，用纸卷成一个周围封闭圆筒，放入镶嵌试样，加入少量牙托粉和自凝水，待牙托粉和自凝水凝固后取样，每个试样上标注处理方法。(3)用预磨机对试样进行预磨，镶嵌试样只磨观察面，摩擦磨损性能测试试样上下表面要保证平行度。实验砂纸选用200#600#1000#1300#3000#。(4)用抛光机对试样进行抛光处理，便于金相组织观察。(5)抛光过的试样进行用4%的硝酸酒精浸蚀23s，然后用清水冲洗后再用酒精擦洗，放入干燥箱中干燥，等待组织观察和性能测定。2.4 热处理工艺制定2.4.1 固溶处理固溶处理是将金属加热到接近固相线温度或共晶温度，长时间保温，然后淬火至室温的过程。由于在铸造过程中，铸锭内可能存在着比较严重的晶内偏析和区域偏析及非平衡结晶相，使铸锭的性能不均匀。固溶处理可以消除枝晶偏析，使非平衡相溶解，使溶质的浓度逐渐均匀化。通常采用的固溶处理的温度为0.90.95Tm，Tm表示铸锭实际开始熔化温度。如果固溶温度过高，易产生过热组织，则将来的热加工半成品组织粗大，使性能急剧下降。固溶温度过低，则均匀化时间要延长，浪费能源，生产周期长，并且不能很好地消除成分和组织不均匀性。根据以上分析，确定将本试验合金固溶处理温度定为380，410，440。确定好固溶处理温度后，需在此温度下保温一段时间，其目的是使溶质原子充分溶解。本试验固溶处理时间选为4h，8h，12h，采用自来水作介质进行淬火处理。为了避免合金在固溶处理时的氧化或燃烧，固溶处理时试样用Al2O3粉末包覆。2.4.2 时效处理合金固溶处理后需进行时效处理使固溶到基体中的合金元素以细小、弥散的强化相析出。时效强化是可热处理强化镁合金的主要强化方式。时效处理又可分为自然时效和人工时效。但是由于Al、Zn原子在镁合金中的扩散速度非常慢，使得镁合金一般不存在自然时效。根据M.B.3axapoB提出的确定人工时效温度的经验公式： T时效(0.50.6)T熔 可确定镁合金人工时效温度为175250，本实验时效处理温度设定在210，分别保温2 h，4h，6h。2.5 组织观察金相显微组织C2003B型正置金相显微摄影仪金相采集系统，分别对试验合金的铸态、固溶态、时效态进行了组织观察。2.6 显微硬度测试显微硬度测试在HVS-1000型Microhardness Tester上进行。每个试样打5个点，求其平均值。所加载荷为0.98N，加载持续时间为30s。显微硬度测试仪的压头要打在基体的晶粒内部，而不是晶界上。2.7 摩擦磨损性能测试 摩擦磨损实验在实验室立式MMW-1万能摩擦磨损试验机上进行。选用小销盘摩擦磨损副，实验载荷选择30N，转速400转/min，每个试样分5次测试，每次测试10min，每次测试完后用电子天平称取重量，计算磨损量。3 实验结果及讨论3.1 固溶处理对合金显微硬度的影响AZ91合金热处理前后显微硬度在HVS1000型显微硬度仪上测量，每个试样测量5次，计算平均值，实验所测数据如表3-1所示。 表3-1 固溶处理前后合金显微硬度值 测量数据热处理工艺硬度（HV）12345平均值AZ91D原材料52.553.152.4752.851.352.423804h47.649.052.454.247.450.123808h48.854.155.455.854.453.7 38012h54.454.655.455.454.954.944104h62.458.260.059.962.260.544108h53.751.351.951.552.452.16 41012h54.553.851.955.551.953.524404h49.548.750.952.752.750.94408h52.354.252.753.251.052.68 44012h46.549.347.350.148.548.343.1.1 380固溶处理的显微硬度图3-1 380固溶处理后合金显微硬度图3-1为实验合金未经固溶处理及经过380固溶处理4h、8h和12h后的显微硬度曲线。从曲线的走势可以看出，固溶处理后合金的显微硬度先下降后上升，从纵坐标可以看出，硬度变化范围为50-55HV，变化不大，说明虽然合金的显微硬度有变化，但在380固溶处理12h内对合金的硬度影响较小。3.1.2 410固溶处理的显微硬度 图3-2为实验合金未经固溶处理及经过410固溶处理4h、8h和12h后的显微硬度曲线。从曲线可以看出合金显微硬度是在固溶4h时硬度最高，为60.5HV，随后随着固溶时间的延长，硬度又下降。 图3-2 410固溶处理后合金显微硬度3.1.3 440固溶处理的显微硬度 图3-3 440固溶处理后合金显微硬度 图3-3为实验合金未经固溶处理及经过440固溶处理4h、8h和12h后的显微硬度曲线。从曲线可以看出合金显微硬度先降低再升高，然后再降低，但幅度不大，可以认为硬度变化很小。3.1.4 不同温度固溶处理后显微硬度对比分析 (a)固溶4h (b)固溶8h (c)固溶12h (d)不同热处理工艺下的硬度 图3-4 不同温度固溶处理相同时间后合金显微硬度比较图3-4为不同温度下固溶处理相同时间后显微硬度比较。从图中上可以看出不同温度下，固溶相同时间的硬度对比情况，不同温度下处理相同时间硬度值变化不是太明显，说明在这三种温度下固溶处理12h内，硬度变化不大。从图3-4d可以看出，在410固溶处理4h时，合金的硬度最大，另外固溶处理380，8h硬度值较大，因此，在这两种情况下进行了时效处理。3.2 固溶+时效处理对合金显微硬度的影响实验所测时效处理后合金显微硬度值如表3-2所示。表3-2 时效处理后合金显微硬度值 测量数据热处理工艺硬度（HV）12345平均值38012h固溶，2102h时效71.367.366.565.865.567.2838012h固溶，2104h时效67.065.864.367.566.066.12 38012h固溶，2106h时效69.464.869.760.459.164.684104h固溶， 2102h时效65.571.363.171.375.469.284104h固溶， 2104h时效66.671.370.269.964.368.464104h固溶， 2106h时效60.258.762.964.661.361.543.2.1 380 12h固溶+时效处理的显微硬度 图3-5 380固溶处理12h时效处理后合金显微硬度从图3-5中可以看出随着时效处理时间延长硬度现增加后减小，硬度变化范围在50-70HV，变化较为明显。经过固溶和时效处理后，合金的硬度明显增大高于固溶处理之后的硬度。3.2.2 410 4h固溶+时效处理的显微硬度图3-6为合金经过410 12h固溶处理及210时效处理2h、4h和6h后的显微硬度曲线。从图中可以看出合金经过时效处理后硬度明显高于固溶处理，并且随着时效时间的增加合金的硬度值先上升达到一个极大值之后下降。说明时效处理能够显著提高硬度，但并不是时间越长越好。 图3-6 410固溶处理4h时效处理后合金显微硬度3.3 固溶处理对合金摩擦磨损性能的影响 AZ91合金固溶处理前后的摩擦磨损性能测试在MMW-1万能摩擦磨损试验机上进行，每个试样分5次测量，每次磨损时间为10min，在电子分析天平上测量每次磨损后的重量，计算每次磨损量。测量结果如表3-3和表3-4所示。表3-3固溶处理前后磨损量 测量时间(min)处理工艺磨损量（g）第1次第2次第3次第4次第5次AZ91D原材料0.00900.00720.00810.00930.007138012h固溶0.00480.00810.00790.00750.00994104h固溶0.00750.00650.00750.00720.0094表3-4固溶处理前后平均摩擦系数 测量时间(min)处理工艺 平均磨损系数第1次第2次第3次第4次第5次AZ91D原材料0.2330.1850.2350.1970.21638012h固溶0.2740.1660.2300.2390.2274104h固溶0.2730.2990.2040.2160.2943.3.1 380 12h固溶处理的摩擦磨损性能图3-7为合金经过380，12h固溶处理后在摩擦磨损试验机上磨损之后每个阶段磨损量随着磨损时间的变化曲线，从图中可以看出，随着磨损时间的增加磨损量先增大后减小再增大。 图3-7 380 12h固溶处理磨损量 (a) 第一次 (b) 第二次 (c)第三次 (d)第四次 (e)第五次 图3-8 380 12h固溶处理摩擦系数-时间曲线图3-8为合金经过380，12h固溶处理后摩擦系数时间曲线图，从图中可以看出前三次磨损时初始阶段摩擦系数在较小的范围内波动，随着时间的增加摩擦系数开始慢慢向大范围波动；后两次磨损，摩擦系数波动较大，变化范围超过1.5。这可能是因为前三次磨损处于跑合阶段，摩擦副试样接触面积较小，另外，本次摩擦磨损选用的实验方法为小销盘摩擦磨损方法，摩擦系数波动范围变大。后两次，主要由于是在前几次磨损的沟槽中磨削，可能由于试样放置位置稍有偏差，造成销盘与试样冲击，造成摩擦系数波动变大。3.3.2 410 4h固溶处理的摩擦磨损性能 图3-9 410 4h固溶处理磨损量图3-9为合金经过410，4h固溶处理后在摩擦磨损试验机上磨损之后每个阶段磨损量随着磨损时间的变化曲线，从图中可以看出，前4次磨损过程中，磨损量的变化不是太大，最后一次磨损量增加较多。 (a) 第一次 (b) 第二次(c)第三次 (d)第四次(e)第五次图3-10 410 4h固溶处理摩擦系数-时间曲线图3-10为合金经过410，4h固溶处理后的摩擦系数时间曲线图，从图中可以看出摩擦系数整体波动较大，实验过程稳定性不够。实验合金经过410，4h固溶处理后磨损不同阶段摩擦系数变化曲线见图3-12所示。3.3.3 不同温度固溶处理后摩擦磨损性能对比分析图3-11为合金经过不同温度固溶处理之后每个阶段磨损量变化。从图中可以看出，在磨损前10分钟，AZ91D原试样磨损量最大，380，12h固溶处理试样磨损量最小，这除了和试样表面形态相关外和第二相固溶程度可能有很大关系，虽然380固溶处理温度较低，但固溶处理时间较长，固溶处理相对较彻底，所以磨损量较小。在第二次、第三次磨损过程中，试样处理前后磨损量变化不大；第四次磨损，未经处理的试样磨损量显著增加，固溶处理后的试样变化不大；第五次磨损时，AZ91D原试样磨损量下降，固溶处理试样磨损量有增加的趋势。从曲线中可以看出，在410，4h固溶处理下镁合金的磨损性能相对较好。图3-11 不同温度固溶处理的摩擦磨损量图3-12为合金经过不同温度固溶处理的平均磨损系数随时间的变化曲线。从图中可以看出，合金在380，12h固溶处理时平均摩擦系数先减小后增大再稍微减小，之后趋于平稳。而在410，4h固溶处理时的平均摩擦系数则先增大后减小再增大，整体的平均摩擦系数要高于380，12h，两种固溶处理的整体平均摩擦系数高于未经任何处理的。在相同的磨损时间内，410，4h固溶处理的平均磨损系数要高于另外两组。 图3-12 不同温度固溶处理的平均摩擦系数3.4 固溶+时效处理对合金摩擦磨损性能的影响 时效处理后的磨损量和摩擦系数见表3-5和表3-6所示。表3-5时效处理后的磨损量 测量时间(min)处理工艺磨损量（g）第一次第二次第三次第四次第五次38012h固溶，2102h时效0.00440.00830.00670.00720.007738012h固溶，2104h时效0.00860.00670.00720.00900.006138012h固溶，2106h时效0.00040.01010.00570.00960.00924104h固溶，2102h时效0.00620.00640.00740.00760.01074104h固溶，2104h时效0.00850.00500.00700.00830.00714104h固溶，2106h时效0.01120.01130.00730.00720.0056表3-6时效处理后的平均摩擦系数 测量时间(min)处理工艺 平均磨损系数第一次第二次第三次第四次第五次38012h固溶，2102h时效0.2630.2380.2180.1850.22838012h固溶，2104h时效0.2510.2380.2020.2390.19938012h固溶，2106h时效0.2120.2170.2180.1870.2264104h固溶，2102h时效0.1900.2240.2200.2310.2664104h固溶，2104h时效0.2560.2190.2160.2490.2044104h固溶，2106h时效0.2790.2810.2190.2190.1963.4.1 380 12h固溶+时效处理的摩擦磨损性能图3-13为合金经过380，12h固溶处理及210时效处理2h、4h和6h后磨损量变化曲线。从图中可以看出在相同的时效处理工艺下，合金在时效处理2h时每个阶段的磨损量先增大后减小之后慢慢稳定，在时效处理4h时每个阶段的磨损量先减小后增大再减小，在时效处理6h时每个阶段的磨损量先增大后减小。在相同的磨损时间内，时效处理6h每个阶段的磨损量整体要高于时效处理4h，时效处理2h每个阶段的磨损量也高于时效处理4h的。 图3-13 380固溶处理+时效处理后合金磨损量 图3-14 380 12h固溶+时效处理平均摩擦系数从图3-14中可以看出在同种时效处理工艺下，随着磨损时间的增加平均摩擦系数先减小后增加，在相同的磨损时间时，三种时效处理的平均磨擦系数相差不明显。说明在时效处理的6h内平均磨擦系数没有明显变化，磨损程度相当。3.4.2 410 4h固溶+时效处理的摩擦磨损性能图3-15为合金经过410，4h固溶210时效处理后的磨损量曲线。从图中可以看出在时效处理2h时合金在每次的磨损量呈逐渐增大的趋势，在时效处理4h时合金在每次的磨损量先减小后增大再减小，在时效处理6h时合金在每次的磨损量呈减小的趋势。这说明时效时间较长时磨损量相对较小，合金更耐磨些。 图3-15 410 4h固溶处理210时效处理后合金磨损量 图3-16 410 4h固溶处理210时效处理后合金平均磨损系数图3-16为合金经过410，4h固溶210时效处理后合金的平均磨损系数曲线。从图中可以看出，在时效处理2h时合金的平均磨损系数呈增大趋势，在时效处理4h时合金的平均磨损系数先减小后增大再减小，在时效处理6h时合金的平均磨损系数呈减小的趋势。这说明随着时效时间的增加，合金的平均磨损系数变小，耐磨性较好。3.5 AZ91D镁合金显微组织3.5.1 热处理前显微组织图3-17 AZ91D板材显微组织图3-17为AZ91D镁合金板材的显微组织，照片中呈灰色区域为-Mg基体，黑色条状或点状分布的为-Mg17Al12相。3.5.2 固溶处理后AZ91D镁合金显微组织图3-18(a) 为镁合金经过410，4h固溶处理时的金相组织照片，图3-18(b) 为镁合金经过380，12h固溶处理时的金相组织照片。从图中看到在410，4h固溶处理时仍有部分的-Mg17Al12相存在于-Mg基体的晶界上；380，12h固溶时，-Mg17Al12相已经基本上完全固溶到-Mg基体。通过显微镜观察，固溶温度和时间对第二相有很大影响，随着温度的升高或固溶时间的延长，第二相逐渐固溶到基体中。在380，12h固溶处理时第二相已完全固溶进基体中，440固溶8h后，晶界上几乎看不到第二相存在。 (a) 410 4h (b) 380 12h图3-18 固溶处理的显微组织3.5.3 时效处理后AZ91D镁合金显微组织 （a）380固溶处理12h+时效处理2h （b）410固溶处理4h+时效处理6h 图3-19 时效处理的显微组织图3-19为AZ91D镁合金时效后的显微组织，其中图3-19(a)为380固溶处理12h后210时效处理2h的金相组织照片，图3-19(b)为410固溶处理4h后210时效处理6h的金相组织照片照片。图中灰白色的为-Mg基体，时效处理后，在基体上沿晶界或在晶内析出第二相颗粒，通过对各处理温度金相组织观察发现，固溶处理越充分，时效析出第二相越均匀、弥散。从图3-19(a)中可以看出，在晶体上形成条状分布的第二相。通过查阅相关文献，可能是固溶处理后，在时效处理阶段出现了取向不同的孪晶平行带，一般认为，合金凝固过程产生的应力，例如热应力，促使了相变孪晶的形成，时效后孪晶组织仍然被保留下来，单纯的孪生过程所达到的变形量是极为有限的，但是通过孪生可以改变晶体取向，使晶体的滑移系由原来难于滑动的取向转到易于滑动的取向，从而使得滑移过程得以进行。3.6 AZ91D镁合金摩擦磨损机理探讨3.6.1 磨损原理磨损是伴随摩擦而产生的必然结果，它是相互接触的物体在相对运动时，表层材料不断发生损耗的过程或者产生残余变形的现象。磨损是多因素相互影响的复杂过程，摩擦副的磨损程度同零件所用材料的性质，表面加工方法和质量，以及载荷、温度、速度、润滑状态等有关25。磨损结果使摩擦表面产生多种形式的破坏，因而磨损形式也就相应不同。人们可以从不同的角度来对磨损进行分类，但比较常用的方法是基于磨损的破坏机理，一般可分为五类： 粘着磨损、磨料磨损、表面疲劳磨损、腐蚀磨损和微动磨损。材料磨损是两个以上的物体摩擦表面在法相力的作用下，相对运动及有关介质、温度环境的作用使其发生形状、尺寸、组织和性能的变化过程。磨损是造成机械零件失效的原因之一，对零件的寿命、可靠性有极大的影响。从磨损的特征与结果分析，任何一种磨损都发生在物体的工作表面上，但不仅物体表面宏观发生变化，而且物体微观组织结构及其性能也会发生变化，同时会产生一定数量的磨损产物。从物理与化学观点分析，磨损过程中一个重要的特征是机械性能转变为热能，加热与冷却都以非常快的速度进行，物体表面具有相当大的活性和相当高的自由能，材料表面与亚表面的组织与性能同内部是不一样的。材料表面原子会与环境(介质)发生相互作用，产生物理吸附，化学吸附或化学反应，使材料表面可能产生加工硬化层或者形成表面织构，将会影响材料的磨损过程。可以说磨损是一个动态的过程，也是一个系统的工程。从原子与作用力分析，由于相互接触的两物体表面，其中一个物体表面的原子可能与另一物体表面的原子靠近，甚至进入斥力场，在相对运动时，两表面分子就会产生能量损耗。在相对运动中有些原子进入斥力场，而有另些原子将离开斥力场，其变化大小，决定于接触程度，而其定量数决定于统计学的相率。当两物体充分接近时，原子将被排斥而其自然的取向是回到它原来的位置上去，然而这似乎是一个不可能的假说，即原子可能被撞击出，并且运动的足够远，以至进入相对表面上的另一个原子场内，在这里得到新的平衡位簧。也就是说原子从一个物体表面上被对面另一个物体表面俘获去，这就是磨损的实质。AZ91D合金的磨损机理可以分为五类：磨粒磨损，氧化磨损，剥层磨损，热软化和熔化磨损。Weijiu Huang则研究了AZ91D的磨损行为，认为磨粒磨损，剥层磨损和粘着磨损是AZ91D合金的主要磨损机制。3.6.2 磨粒磨损和氧化磨损磨粒磨损：指由外界硬颗粒和偶件表面的硬突起物在摩擦过程中引起的摩擦表面材料脱落或塑性变形。前者为三体磨粒磨损，后者为二体磨粒磨损。其特征在于磨损来自于磨粒对摩擦副材料表面的犁削作用或塑性挤压变形，存在硬磨粒并在摩擦表面上产生明显的磨粒划伤痕迹是判断磨粒磨损形式的必要条件。材料的耐磨性可通过两种试验柬测定，即低应力试验和高应力试验。在低应力试验中，作用于磨粒上的应力不超过其破坏强度，磨粒不破碎，只是产生低应力擦伤性磨粒磨损。当磨粒与摩擦面接触处的最大压应力超过磨粒的破坏强度时，磨粒会不断碾碎，产生高应力碾碎性磨粒磨损。磨粒的形状、大小以及与材料的相对硬度对磨损程度都是重要参数。在某一临界直径范围内，磨损量随着磨粒尺寸的增大而迅速增大，超过这一尺寸，磨损率增加就会减缓。在高应力试验中，颗粒间的相互作用非常剧烈，导致硬脆性颗粒的快速破裂，由于硬颗粒的增多减少了基体的摩擦面积，磨损率随颗粒体积百分比及颗粒尺寸增大而下降，颗粒越硬，磨损率越低，摩擦系数也随着硬颗粒的体积百分比增大而下降。一对摩擦副相对滑动时，硬的表面上有粗糙的微凸体，或是在滑动摩擦面存在有硬的粒子对软表面起切削或犁削作片，即发生了磨粒磨损。其他的磨损形式产生磨屑保留在摩擦表面，聚集长大并经过加工硬化作用成为硬的粒子，也将导致磨粒磨损。由于没有润滑和粘着问题，所以相对来说，磨粒磨损是虽简单的一种磨损形式，也被称作机械磨损26,27。在磨损过程中，由于磨面金属的氧化和剥落或金属的剥落和氧化，在磨面之问产生大量的氧化物颗粒，作为磨粒将对软的基体产生犁削，往往出现在低温低载时没有形成足够氧化层或机械混合层，这就是镁合金的磨粒磨损。3.6.3 剥层磨损剥层磨损机制是Suh在1973年提出的。这一理论的提出对滑动磨损机理的研究起了重要的作用。该理论主要包括粘着磨损、腐蚀磨损、疲劳磨损等不同磨损的形成机理，认为磨屑的形成是由下列相随过程所导致的。(1)当两个滑动表面相接触时，法向载荷通过接触点传递，较软的表面的微凸体易于变形或在重复载荷作用下发生断裂。从而形成较光滑的表面，这时接触形式变成微凸体与表面的接触，而不是微凸体与微凸体的接触，另外，当较硬表面的微凸体对较软的平面产生相对摩擦时，较软表面的每一个接触点都要承受周期性载荷的作用。(2)施加于软表面上的摩擦牵引力使其表面层发生塑性剪切变形，变形随周期性载荷不断累积。(3)随着亚表面变形的继续，裂纹在表面下形核，而在亚表面层存在的二维高压缩应力对裂纹的形核是不利的。(4)裂纹一旦出现，在外界载荷的作用下将不断扩展，或许会与邻近的裂纹相连接，当这些裂纹最后向表面或某些薄弱位置剪切时，导致长而薄的磨损薄片脱落，因此，在很多情况下可以观察到片状磨屑。在镁合金的磨损中，剥层磨损尤其特殊性，与Sub提出的剥层磨损有所差别28,29。本文中剥层磨损指裂纹萌生和扩展时，氧会促进裂纹的萌生和扩展，通过氧化在裂纹处基体发生塑变，加速剥落，是从轻微磨损(氧化磨损)向严重磨损(热软化磨损)过渡的一种磨损机制。3.6.4 粘着磨损RHolm首先提出了粘着磨损理论旧，其定义是，两种材料接触表而在相对运动过程中，由于两表面之间的崮相焊合(分子连接)或局部粘着所造成的材料从一个表面向另一个表面的转移，即一个表面上的磨屑永远或暂时粘着在另一表面上。随后，Rabinowjcz和Archard进一步完善了这一理论。根据Rabinowjcz理论，当两表面相对滑动并且接触面之的压力足够高，能够造成局部塑性变形，就会发生粘着。材料的硬度决定了接触材料表面之间的真实接触面积。因此，认为材料的表面硬度更为重要。Archard进一步发展了这理论l矧，由Archard阐述的粘着理论，定义磨损体积为滑动距离、法向载荷和材料硬度的函数。在Archard和Hirst所进行的材料干滑动磨损研究中，施加载荷与磨损率之间的比例关系就不能完全复现30,31。粘着磨损可用两个相对运动接触表面之间存在分子吸引力的作用来解释。当两固体表面相接触时，在真实接触面上由于短程表面力的作用而发生了表面的粘着，在外力作用下，摩擦面2间相对滑动。当粘着点的强度高于相互接触的一个或两个固体的强度时，可能在材料的表面下发生断裂，产生材料的迁移。粘着磨损有涂抹、擦伤、刮伤、胶合即咬粘等几种形式。3.6.5 热软化磨损热软化磨损是镁合盒在磨损的过程中，当载荷或转速足够高时，磨损产生大量的热，导致磨损表面发生软化甚至熔化，从而使得软化的表面从接触面挤出，造成磨损量的急剧增加32。4 实验结论1、随着固溶处理温度的提高或时间的延长，AZ91D镁合金中的-Mg17Al12相逐渐分解并溶入-Mg相中，温度越高，固溶完全所需时间越短。2、固溶处理后进行时效处理，在基体上析出颗粒状第二相，随着时效时间的延长，第二相析出越来越多。研究发现，当固溶处理越彻底时，时效析出时间越短，第二相分布也越均匀。 3、固溶处理和时效处理后，合金的显微硬度得到一定程度的提高。4、热处理对AZ91D镁合金的耐磨性有一定的影响，合理的选择热处理工艺，能提高合金的耐磨性能。 热处理能够改善镁合金工艺性能和使用性能，充分发挥材料的潜力。镁合金的组织一般比较粗大，采用适当的热处理能够细化晶粒，调整组织，使其获得良好的强韧性。此外，大多数镁合金的性能受第二相影响较大，通过适当的热处理能够改善第二相的结构、形态、分布等，从而改善合金综合性能，提高其耐磨性。结束语本文将最为广泛应用的镁合金作为研究对象，探究热处理对其耐磨性能的影响。在不同的热处理工艺下，进行了硬度的测试，小销盘摩擦磨损实验，显微结构的观察。对测得的实验数据进行分析、比较，找出在不同的温度固溶、固溶后不同的时效时间镁合金的硬度曲线，显微结构，磨损性能都发生了哪些变化，从而探究出热处理工艺是否有助于提高AZ91D镁合金的耐磨性，提高的程度如何，找到最佳的热处理工艺，从而应用于工业生产。通过进行试验，记录实验数据，对数据进行处理我们得到了一系列的硬度曲线、不同阶段的磨损量曲线，平均摩擦系数-时间曲线、摩擦系数-时间曲线，从这些曲线中我们可以看到在380，12h固溶和410，4h固溶时AZ91D镁合金的硬度较高，继而进行摩擦磨损实验及组织形貌的观察，显微组织观察到此时有-Mg17Al12相固溶进入-Mg基体中，再对固溶过的试样进行210时效处理，发现有脱溶晶体析出，此时硬度变化不大。在这两种固溶处理及固溶后时效处理合金呈现出较好的耐磨性，这两种工艺处理效果比较好。同时也看到了磨痕的一些形貌，对其磨损机理进行了一些分析，认为本实验中镁合金的磨损是一种轻微的氧化磨损和磨粒磨损。作为一种新型的结构材料，镁合金将会获得越来越广泛的应用，而其相应的表面处理方法也将得到迅速发展。但是镁合金的耐磨性仍然是制约其应用的一个重要因素，提高镁合金耐磨性的方法有许多，热处理正是其中重要的一项。热处理与镁合金耐磨性之间的关系还有待于进一步的研究。致 谢首先感谢母校黄河科技学院，是她给我一个难得的学习机会，让我在即将毕业之际学到了很多知识，经过几个月紧张的毕业设计，使我在理论和动手能力上有了进一步的提高。本论文是在导师张保丰的悉心指导下完成的。半年来，张老师时刻关心论文工作的进展，在选题、试验和结果分析等各个方面给予学生无私而热情的帮助。张老师严谨的治学态度、丰富的科研经验、踏实的工作作风、活跃的科研思想和对工作的奉献精神，使我受益匪浅，将对我以后的工作和学习都有莫大的帮助。值此论文完成之际，谨向张老师表示深深的谢意！同时感谢大学四年来给予我教导的老师：贾百合老师，刘万福老师，周亚军老师，蒋爱云老师，吴雁平老师，马小玲老师，岳巧红老师等在学习和科研中对我的悉心指导，对我整个论文的完成给予的极大帮助!在此，对我的舍友：石小云、王丽双、方哲、朱秋桦、袁佩玲等在整个实验、撰写论文过程中遇到的困难时给予的帮助和支持致以真挚的感谢！最后，我要特别感谢我的家人，感谢他们在背后默默地付出关心，不断地鼓励、支持和帮助，才让我得以顺利地完成学业！衷心感谢为评阅本论文而付出辛勤劳动的各位老师!感谢帮助过我的每一个人!参考文献1 有色金属及其热处理编写组.有色金属及其热处理M北京：国防工业出版社， 1981：78-79 2 刘正，王越，王中光等镁基轻质材料的研究与应用材料研究学报，2000，(5)，449，453.3 刘正，张奎，曾小勤等镁基轻质合金理论基础及其应用机械工业出版社，2002，18，43，48.4 关绍康，王迎新高温镁合金的研究进展及其在汽车工业中的应用机械工程材料，2003，27(8)：1，4.5 赵浩峰，刘红梅，张永忠.等镁合金晶粒细化的研究J.轻合金加工技术2004，32(2):10-13 6 曾爱平，薛颖，钱宇峰.镁合金表面处理新技术，材料导报，2000(3):19-20.7 Zhou Haitao,Wang Qudong,Wei Yinhong eta1.Flow stress and microsgucawal evo