不同厚度鋁合金微弧氧化陶瓷層摩擦學(xué)性能研究

孫志華,劉 明,國大鵬,郭孟秋,陸 峰,陶春虎

(北京航空材料研究院,北京100095)

不同厚度鋁合金微弧氧化陶瓷層摩擦學(xué)性能研究

孫志華,劉 明,國大鵬,郭孟秋,陸 峰,陶春虎

(北京航空材料研究院,北京100095)

采用球2盤磨損實驗方法,研究了不同厚度2A 12鋁合金微弧氧化陶瓷層的摩擦學(xué)特性及其磨損性能,用SEM觀察陶瓷層的表面形貌、截面顯微組織以及磨損后的形貌,XRD研究陶瓷層的相組成。研究表明,隨氧化時間延長,樣品表面膜厚度趨于均勻,界面處氧化膜變得比較平坦。陶瓷層主要由α2Al2O3和γ2A l2O3相組成,隨氧化時間的延長、厚度增大,γ2A l2O3相在陶瓷層中的含量逐漸減少,而高溫態(tài)、高硬度的α2Al2O3相的含量隨氧化時間的延長逐漸提高,陶瓷層的平均硬度逐漸增大;未磨光、有疏松層的陶瓷層的磨損失重和磨損速率隨微弧氧化時間的延長、厚度增大均增大,而磨光、去除疏松層的陶瓷層的磨損失重和磨損速率則均逐漸下降;磨痕的形狀均為滑動方向上呈現(xiàn)片狀魚鱗、溝槽,為黏著磨損特征,磨痕未見裂紋。

鋁合金;微弧氧化;摩擦學(xué)性能

鋁合金由于其優(yōu)異的高比強(qiáng)度和優(yōu)良的抗蝕性,被廣泛應(yīng)用于航空、航天等領(lǐng)域。但由于其硬度低,抗磨減摩性能差,限制了其應(yīng)用。近年來,利用表面改性技術(shù)改善鋁及其合金的摩擦學(xué)性能備受關(guān)注,如硬質(zhì)陽極氧化、鍍金屬和復(fù)合鍍(如Ni2SiC),CVD,PVD涂層以及離子注入等技術(shù)[1]。研究表明,必須采用表面工程技術(shù)以強(qiáng)化和改善鋁合金的表面特性,以滿足高耐磨性和低摩擦的要求。

鋁合金微弧氧化(M icro2A rc Oxidation,MAO)技術(shù)突破了陽極氧化在電壓參數(shù)上的局限,利用高壓放電產(chǎn)生的等離子體強(qiáng)化作用[2],在基體表面獲得硬度最高可達(dá)3000HV,最大厚度200～300μm,絕緣電阻大于100MΩ,與基體形成冶金結(jié)合的陶瓷層,大幅度提高了鋁及其合金表面硬度和耐蝕性等性能指標(biāo),達(dá)到了金屬材料和陶瓷的良好結(jié)合,對改善陶瓷層結(jié)構(gòu)性能提出了一個全新的思路。該陶瓷層的性能特點決定了其可滿足高速運(yùn)動且耐磨、耐蝕性能要求高的部件要求,因此日益得到廣泛的關(guān)注。

前期的研究成果主要體現(xiàn)在槽液、電流密度等因素對微弧氧化陶瓷層性能的影響[3-6],對鋁合金微弧氧化陶瓷層耐摩擦和摩擦學(xué)性能的研究較少。本工作采用球2盤磨損實驗方法,詳細(xì)研究了不同厚度鋁合金微弧氧化陶瓷層的摩擦學(xué)特性及其磨損性能,分析了鋁合金微弧氧化陶瓷層的磨損失效機(jī)制,以期為篩選合適的厚度系列提供技術(shù)依據(jù)。

1 實驗方法

實驗材料選用2A 12鋁合金(21024),參照ASTM G99球2盤磨損實驗方法的要求,加工內(nèi)、外徑分別為<38mm和<54mm,高度為10mm的呈圓環(huán)狀試樣。

采用W HD2100型微弧氧化電源對試樣進(jìn)行微弧氧化處理,采用硅酸鹽體系,電解液為1～3g/L KOH、4～9g/L Na2SiO3和0.4～1.5g/L添加劑的水溶液,采用恒流模式,電流密度為8A/dm2,分別進(jìn)行60, 90m in和120min的微弧氧化處理,以制備不同厚度的微弧氧化陶瓷層。相同微弧氧化時間的陶瓷層試樣均分為兩組,一組直接進(jìn)行耐磨實驗,另一組經(jīng)金剛石磨光,打磨掉疏松層后進(jìn)行耐磨實驗,以比較不同表面狀態(tài)對陶瓷層摩擦學(xué)性能的影響。

耐磨實驗在濟(jì)南益華摩擦學(xué)測試技術(shù)有限公司生產(chǎn)的MMW21A型組態(tài)控制萬能摩擦磨損實驗機(jī)上進(jìn)行,采用球2盤磨損模式,摩擦副為<5mm的SiN圓球,載荷為20N。磨損總時間為1h,磨損15,30min和60m in后,用M ETTLER TOLEDO型分析天平(精度為0.1mg)稱量試樣的質(zhì)量,并計算失重。

采用FEIQuanta600環(huán)境掃描電子顯微鏡進(jìn)行掃描電鏡觀察和分析試樣的磨損表面形貌,利用D2max2 rB自動X射線(XRD)儀,研究不同氧化時間陶瓷層的表面相組成。用Struers Durm in22型顯微硬度計測量其顯微硬度。

2 結(jié)果與討論

2.1 陶瓷層的表面和截面形貌

圖1為2A 12鋁合金不同微弧氧化時間陶瓷層的表面和截面形貌?？梢钥闯?鋁合金微弧氧化陶瓷層表面呈現(xiàn)清晰可見的圓餅狀結(jié)構(gòu),有大量呈火山口狀的等離子放電痕跡,這是由于多次循環(huán)放電,內(nèi)部熔融氧化物和氣體向外逸出造成的,并在通道口周圍迅速凝固所致。陶瓷層原始表面凸凹不平,表面比較粗糙。隨著微弧氧化時間的延長,樣品表面的放電通道直徑逐漸增大,放電通道的數(shù)量也較多。而且有的火山噴發(fā)口經(jīng)過重復(fù)多次放電而疊加在一起,由于臨近位置發(fā)生多次放電后,使得原來較小的放電通道彼此相連形成較大的放電通道,表面的粗糙度逐漸增大[7]。陶瓷層具有典型的雙層結(jié)構(gòu),外層為疏松層,存在微孔及微裂紋,內(nèi)層為致密層,較為致密,膜中沒有大的孔洞和直通基體的裂紋。

對微弧氧化陶瓷層試樣表面的疏松層進(jìn)行金剛石磨光后的表面形貌見圖2,可見,疏松層去除后,表面變得平整,火山口的“坑緣”和微凸體被磨平,但仍然可以看見放電的微孔。而且隨著微弧氧化時間的延長,試樣表面更加致密。

圖2 2A 12鋁合金不同厚度微弧氧化陶瓷膜磨光后的表面形貌(a)60min;(b)90min;(c)120minFig.2 Surfacemorphology of MAO film on 2A 12 Al alloy after polishing (a)60min;(b)90min;(c)120min

2.2 陶瓷層的物相

2A 12鋁合金不同厚度陶瓷層的XRD圖譜見圖3。可見陶瓷層主要由α2A l2O3和γ2A l2O3組成。氧化時間30min時,陶瓷層主要組成為γ2A l2O3組。隨著時間的延長,達(dá)到60min后,陶瓷層中出現(xiàn)α2 A l2O3,圖中A l的衍射峰是由于陶瓷層較薄,X射線穿透陶瓷層A l基體的峰。隨著氧化時間的進(jìn)一步的延長,衍射圖中α2A l2O3相的峰逐漸高于γ2A l2O3相的峰,說明γ2A l2O3相在陶瓷層中的相對含量逐漸減少,α2A l2O3相相對含量逐漸提高(氧化時間120min)。氧化鋁的穩(wěn)定相為α2A l2O3相,γ2A l2O3相為亞穩(wěn)定相。高硬度的α2A l2O3的存在將使耐磨性得到很大提高。而α2A l2O3在致密層中所占比率較高,所以致密層在提高微弧氧化耐磨性方面起到關(guān)鍵作用[8,9]。

圖3 2A 12鋁合金不同厚度微弧氧化陶瓷層表面XRD圖譜(a)60min;(b)90min;(c)120minFig.3 XRD patterns of MAO films on 2A 12 Al alloy (a)60min;(b)90min;(c)120min

2.3 陶瓷層的厚度和硬度

表1為2A 12鋁合金不同微弧氧化時間陶瓷層的平均厚度和硬度?？梢婋S著氧化時間的延長,陶瓷層的平均硬度逐漸增大。這與物相分析的結(jié)果相一致,隨著微弧氧化時間的延長,高硬度的α2A l2O3相含量提高,致使硬度提高。

表1 2A12鋁合金不同微弧氧化時間陶瓷層的厚度和顯微硬度Table 1 Thickness and hardness of MAO _________________films o__________________________ n_2A_12A_l_alloy

2.4 摩擦學(xué)性能

未磨光和磨光的2A 12鋁合金不同厚度微弧陶瓷層磨損失重和磨損速率與磨損時間的關(guān)系曲線分別見圖4和圖5。可以看出,不論是否磨光去除微弧氧化膜表面疏松層,隨著磨損時間的延長,磨損失重逐漸增大,而磨損速率逐漸減小。隨著微弧氧化時間的延長、厚度增加,未磨光、有疏松層的陶瓷層的磨損失重和磨損速率均減小,而無疏松層的情況正好相反,隨著微弧氧化時間的延長、厚度增大,磨光、去除疏松層的陶瓷層的磨損失重和磨損速率均逐漸下降。這是由于陶瓷層表面與摩擦副以凸凹的不平處相互接觸,隨著微弧時間氧化的延長,未磨光的陶瓷層的表面粗糙度增大(見圖1),陶瓷層與摩擦副的接觸面積減小,作用在單位微凸體上的壓強(qiáng)增大,磨損率上升,磨損量增大(見圖4所示)。而由于經(jīng)過金剛石磨、去除疏松層后,表面的粗糙度基本相同,而由表1的陶瓷層的顯微硬度測試結(jié)果可知,隨著微弧氧化時間的延長、厚度增大,陶瓷層的平均顯微硬度增大,因此導(dǎo)致磨損失重和磨損速率下降(如圖5所示)。

2.5 陶瓷層摩擦后形貌

未磨光和磨光的不同時間2A 12鋁合金微弧氧化陶瓷層摩擦試驗后的表面形貌分別見圖6和圖7所示。由圖可以看出,磨痕的形狀均為滑動方向上呈現(xiàn)片狀魚鱗、溝槽,為粘著磨損特征,磨痕未見裂紋。摩擦副陶瓷球接觸表面在硬微凸體前面的材料受壓,在法向外力的作用下,實際這些微凸體頂部承受的壓力很大,使得凸體頂部的壓強(qiáng)超過材料的彈性極限,微凸體將發(fā)生塑性變形,表面施加一個切向力或橫向力,使他發(fā)生滑動,微凸體的實際接觸區(qū)域生成的接點受到剪切,在接觸區(qū)域發(fā)生彈性變形[1,10];在高速轉(zhuǎn)速條件下,產(chǎn)生大量的熱,導(dǎo)致摩擦副與膜層接觸點的溫度升高,膜層與摩擦副陶瓷球接觸處塑性變形程度增加,致使磨道內(nèi)呈現(xiàn)類似魚鱗狀的磨痕。而經(jīng)過磨光去除疏松層的微弧氧化陶瓷層表面粘著數(shù)量較少,磨痕較淺且平滑。

圖6 未磨光2A 12鋁合金不同微弧氧化時間陶瓷層摩擦實驗后的表面形貌(a)60min;(b)90min;(c)120minFig.6 Surface morphology after abrasive test of unpolished MAO filmson 2A 12 Al alloy(a)60min;(b)90min;(c)120min

圖7 磨光的2A 12鋁合金不同微弧氧化時間陶瓷層摩擦試驗后的表面形貌(a)60min;(b)90min;(c)120minFig.7 Surface mo rphology after abrasive test of polished MAO film s on 2A12 A l A lloy(a)60min;(b)90min;(c)120min

2.6 鋁合金微弧氧化陶瓷層的磨損機(jī)制的探討

根據(jù)不同厚度陶瓷層的磨損變化曲線及其表面形貌的磨損變化分析可知,鋁合金不同厚度的微弧氧化陶瓷層摩擦磨損時具有相似的摩擦學(xué)特性和磨損機(jī)制。鋁合金微弧氧化處理后表面形成具有一定粗糙度的微弧氧化陶瓷層,當(dāng)對磨時,兩個表面的接觸是不連續(xù)的,而且是不均勻的,實際上,接觸只發(fā)生在一些點上,這些點所形成的面積只占零件接觸表面極小一部分,并且微弧氧化陶瓷層的表面越粗糙,接觸面積越小時入到。,產(chǎn)在磨生一損一定表定的面量載的的荷低磨和洼屑速處,度這以下些及磨微,微屑孔凸從孔體磨隙不損中斷表。地面磨被排損磨出產(chǎn)損或生,同進(jìn)的磨屑在隨后的滑動摩擦磨損過程中可以起到一定的微切削作用,加速微弧氧化陶瓷層表面磨損;同時,由于微弧氧化陶瓷層本身具有一定的粗糙度,與對磨副接觸時,界面處主要是兩摩擦副之間微凸體的接觸,外加載荷主要作用在兩界面間的微凸體上,由少量接觸的微凸體主要承擔(dān)外加壓力,在表面滑動時,微凸體作用應(yīng)力較大,因而,初期磨合階段磨損速度較快,當(dāng)磨損一段時間后,微弧氧化陶瓷層粗糙度不斷降低,相互接觸的微凸體數(shù)量不斷增多,摩擦副間的接觸面積增大,同時,陶瓷層的粗糙度降低是由于微凸體“峰高”的降低,同時,由于磨損一段時間后,對磨副進(jìn)行了清洗,在第一階段形成的磨屑已經(jīng)去除干凈,因此磨屑的微切削作用不復(fù)存在,因此在磨合一段時間后。磨損失重量明顯降低。

3 結(jié)論

(1)陶瓷層表面有大量呈火山口狀的等離子放電痕跡,隨氧化時間的延長,厚度在整個表面上尺寸趨于相等,界面處氧化膜變得比較平坦;疏松層去除后,表面變得平整,火山口的“坑緣”和微凸體被磨平,隨著微弧氧化時間的延長,試樣表面更加致密。

(2)微弧氧化陶瓷層主要由α2A l2O3和γ2A l2O3相組成,隨著氧化時間的延長、厚度增大,γ2A l2O3相在陶瓷層中的含量逐漸減少,而高溫態(tài)、高硬度的α2 A l2O3相的含量隨氧化時間的延長逐漸提高,陶瓷層的平均硬度逐漸增大。

(3)未磨光、有疏松層的陶瓷層的磨損失重和磨損速率隨微弧氧化時間的延長、厚度增大均減小,而磨光、去除疏松層的陶瓷層的磨損失重和磨損速率則均逐漸下降。

(4)磨痕的形狀均為滑動方向上呈現(xiàn)片狀魚鱗、溝槽,為黏著磨損特征,磨痕未見裂紋。

[1] 李均明,朱靜,白力靜.鋁合金微弧氧化陶瓷層的磨損特性[J].材料保護(hù),2005,38(1):27-29.

[2] YEROKH IN A L,VOEVODIN A A,LYUBIMOV V V,et al. Plasma electrolytic fabrication of oxide ceramic surface layers for tribotechnical purpose on aluminum alloys[J].Surface&Coat2 ings Technology,1998,110(3):140-146.

[3] CURRAN J A,CL YNE T W.Thermo2physical p roperties of plasma electrolytic oxide coatings on aluminum[J].Surface& Coatings Technology,2005,199:168-176.

[4] GNEDEN KOV S V,KHRISANFOVA O A,ZAV IDNA YA A G,et al.Production of hard and heat2resistant coatingson alumi2 num using a plasma micro2discharge[J].Surface&Coatings Technology,2000,123(1):24-28.

[5] 陳宏,馮忠緒,郝建民,等.負(fù)脈沖對鋁合金微弧氧化的影響[J].長安大學(xué)學(xué)報(自然科學(xué)版),2007,27(1):96-98.

[6] YEROKH IN A L,SHA TROV A,SAMSONOV V,et al.Oxi2 dation ceramic coatingson aluminum alloys p roduced by a pulsed bipolar plasma electrolytic oxidation p rocess[J].Surface&Coat2 ings Technology,2005,199:150-157.

[7] 蔣百靈,白力靜,蔣永峰.LY12鋁合金表面氧化鋁陶瓷層的生長過程[J].中國有色金屬學(xué)報,2001,11(S2):186-189.

[8] VOEVODIN A A,YEROKHIN A L,LYUBIMOV V V,et al. Characterization of wear protective Al2Si2O coatings formed on Al2 based alloys by micro2arc discharge treatment[J].Surface and Coat2 ings Technology,1996,86-87:516-521.

[9] 辛鐵柱,趙萬生,劉晉春.鋁合金表面微弧氧化陶瓷膜的摩擦學(xué)性能及微觀結(jié)構(gòu)研究[J].航天制造技術(shù),2005,(4):5-8.

[10] 陳飛,周海,萬漢城,等.鋁合金表面微弧氧化陶瓷層摩擦學(xué)性能的研究[J].熱加工工藝,2006,35:40-42.

Study on Tribological Behavior of M icroarc Oxidation Ceramic Coating of A luminum A lloy w ith Different Thickness

SUN Zhi2hua,L IU M ing,GUO Da2peng, GUO M eng2qiu,LU Feng,TAO Chun2hu
(Beijing Institute of Aeronautical Materials,Beijing 100095,China)

The tribological perfo rmance of themicroarc coatingsw ith different thicknessw as evaluated using pin2on2disk tribometer,and surfacemorphology,cross2section structure and abrasivemo rpholo2 gy befo re and after the test w ere analyzed by scanning electron m icroscope(SEM),and phase constit2 uents were studied by X2ray diffraction(XRD).The results show that the thicknesson the cross sec2 tion becomes same and the film/substrate interface even w ith MAO time.The results of XRD reveal that the content ofγ2A l2O3in the ceramic coatings decreases,w hileα2A l2O3increases w ith oxidation time,and so the average hardness increases w ith the oxidation time.The abrasive wear mass loss and wear rate increasewith the oxidation time for the unpolished MAO films,while that decrease for the polished MAO films.The abrasive trace show s scales,grooves and there are not any cracksobserved.

aluminum alloy;microarc oxidation;tribological p roperty

TQ174.75

A

100124381(2010)1120069205

2009210229;

2010202205

孫志華(1969—),女,高級工程師,碩士,主要從事飛機(jī)材料及涂層腐蝕性能測試、防護(hù)工藝的研究等,聯(lián)系地址:北京市81信箱5分箱(100095),E2mail:zhihuasun2002@yahoo.com.cn