余梓楓 ,李迪凡 ,邵泳林 ,屈盛官 ,羅 丹 ,李小強*

(1.華南理工大學(xué) 國家金屬材料近凈成形工程技術(shù)研究中心,廣東 廣州 510640;2.中國兵器工業(yè)第五九研究所,重慶 400039)

在7系鋁合金航空零件溫?zé)岢尚蚚1]和采用7系鋁合金替代鋼鐵以實現(xiàn)汽車輕量化的過程中，存在大量不可避免的鋁-鋼摩擦副，如7系鋁合金板材溫?zé)岢尚蜁r對模具鋼的磨損[2]、發(fā)動機鋁合金缸套與活塞之間的磨損以及7系鋁合金驅(qū)動輪與鋼制履帶之間的磨損等.隨著7系鋁合金-鋼摩擦副在不同溫度下的應(yīng)用逐漸拓展，其摩擦磨損行為的研究愈受關(guān)注[3].

目前大部分研究是以標準材料(GCr15、氧化鋁、陶瓷等)作為摩擦對偶材料，在不同試驗條件下分別測試不同材料的摩擦磨損性能.王偉等[4]進行了不同載荷下陶瓷球-50CrMo4鋼盤的摩擦磨損試驗，指出了50CrMo4鋼的磨損機制為磨粒磨損和剝層磨損.Lu等[5]進行了不同溫度下的Si3N4陶瓷球-7075鋁合金盤摩擦磨損試驗，揭示了7075鋁合金的磨損機制，但并未進行以鋼作為摩擦對偶材料的試驗.李欣等[6]研究了不同潤滑添加劑對7A04鋁-45號鋼摩擦磨損性能的影響，認為添加劑的加入能有效抑制黏著磨損，但只對7A04鋁表面的磨損進行了研究.李江江等[7]對固溶時效后的7A04-0.8Sr新型鋁合金進行了室溫和300 ℃高溫的磨損試驗，結(jié)果表明高溫下磨損加劇，但試驗溫度跨度過大，缺乏中低溫下的研究.

當(dāng)前研究集中在單一材料摩擦磨損機制和材料耐磨損性能的研究，忽略了不同材料組成摩擦副時的特殊性和接觸形式相對摩擦磨損的影響；以相對較軟材料作為摩擦對偶材料來研究硬材料表面的磨損機理則鮮有報道，如鋁-鋼摩擦副中研究鋼表面磨損機制極為少見.在各種溫度的實際應(yīng)用中，摩擦副2種材料的磨損及磨損機制同樣值得關(guān)注，為此本文作者開展了鋁-鋼盤摩擦副摩擦磨損行為的研究，在滑動距離、滑動速度和載荷參數(shù)保持不變的情況下，通過改變溫度來研究7A04鋁銷-50CrMo4鋼盤的摩擦磨損行為.

1 試驗部分

1.1 試驗材料

滑動摩擦磨損試驗材料選用T6處理后軋制的7A04鋁(上海凱毅金屬制品有限公司)制作摩擦對偶銷；選用回火態(tài)50CrMo4鋼(福建三鋼閩光股份有限公司)制作摩擦對偶盤，2種材料初始組織形貌的掃描電子顯微鏡(SEM)照片如圖1所示.其中，銷的球頭尺寸為Φ6 mm，桿部尺寸為Φ2 mm×12 mm，盤的尺寸為Φ43 mm×4 mm.2種材料的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)，w)分別列于表1和表2中.

表1 7A04的化學(xué)成分Table 1 Composition of 7A04

表2 50CrMo4的化學(xué)成分Table 2 Composition of 50CrMo4

Fig.1 SEM micrographs of the initial microstructure of the material: (a) 7A04;(b) 50CrMo4圖1 材料初始組織形貌的SEM照片：(a) 7A04；(b) 50CrMo4

1.2 試驗方法

采用MMU-10G高溫摩擦磨損試驗機進行銷-盤摩擦磨損試驗，摩擦運動方式為干摩擦圓周運動，銷試樣固定在上主軸夾具中，盤試樣固定在下主軸端面上.試驗開始時，通過液壓缸施加軸向載荷，變頻電機驅(qū)動上主軸進行圓周運動(使摩擦副發(fā)生圓周相對滑動)，試驗裝置示意圖如圖2所示.在滑動摩擦磨損試驗過程中，試驗機屏幕實時顯示軸向載荷、轉(zhuǎn)動速度、轉(zhuǎn)動周數(shù)、摩擦系數(shù)、試驗溫度和摩擦力矩等試驗數(shù)據(jù).試驗時間設(shè)置為30 min，載荷為100 N，滑動速度為90 r/min (0.1 m/s)，試驗溫度分別為室溫(RT)、75、125、175和225 ℃，每個溫度參數(shù)重復(fù)3次試驗.試驗前將銷和盤打磨至同一粗糙度(Ra=0.2).試驗前后都用無水乙醇對試樣進行超聲清洗5 min，吹干后用精度為0.1 mg的分析天平(BS224S Sartorius)測量磨損前后的質(zhì)量.采用3D光學(xué)輪廓儀(RTEC UP Dual Model)對磨損表面輪廓進行檢測；通過光學(xué)顯微鏡(LEICAM165C)觀察剖面顯微組織；采用環(huán)境掃描電子顯微鏡(SEM，Quanta200)對磨損表面顯微形貌、磨損亞表層組織以及磨屑形貌進行分析；通過環(huán)境掃描電子顯微鏡中的能譜探頭(BSE，Ultim Max)對磨損表面及磨損亞表層進行成分分布檢測；通過電子背散射衍射(EBSD，Oxford Symmetry S2)對磨損亞表層晶粒進行分析，磨損率的計算公式如式1所示.

Fig.2 Illustration of MMU-10G high temperature friction and wear testing machine圖2 MMU-10高溫摩擦磨損試驗機示意圖

式中：K為磨損率，V為磨損體積，N為法向載荷，S為滑動距離.

2 結(jié)果及討論

2.1 摩擦系數(shù)和磨損率

摩擦系數(shù)是摩擦副材料成分、熱處理工藝以及試驗條件等因素在摩擦中的綜合反映[8-11].圖3(a)所示為不同試驗溫度下滑動摩擦磨損試驗過程中摩擦系數(shù)的變化曲線.當(dāng)溫度在175 ℃以下時，材料的磨損過程中均出現(xiàn)了3個階段，分別是摩擦系數(shù)較高且波動較大的磨合階段(I)、摩擦系數(shù)平穩(wěn)的穩(wěn)定磨損階段(II)和摩擦系數(shù)波動較大的劇烈磨損階段(III).這是因為在磨損初期，表面的微凸體接觸面積小、接觸應(yīng)力大以及接觸不穩(wěn)定，導(dǎo)致摩擦系數(shù)在短時間內(nèi)升高[12]；經(jīng)過一段時間磨損后，表面微凸體被磨平，接觸面積增大，接觸逐漸穩(wěn)定[13]；最終參與摩擦磨損的磨屑累積增多，導(dǎo)致接觸失穩(wěn)，摩擦系數(shù)波動變大.在175 ℃以上的摩擦磨損過程中，摩擦系數(shù)先增大后減小，推測是因為在高溫下黏著作用顯著，在磨合階段有大量的鋁合金黏著轉(zhuǎn)移到磨盤上產(chǎn)生大量不易除去的微凸體，摩擦系數(shù)增大；隨后穩(wěn)定磨損階段中黏著效應(yīng)與微觀切削效應(yīng)逐漸趨于平衡，摩擦系數(shù)逐漸減小.

Fig.3 Friction coefficient of 7A04 Pin and 50CrMo disc in different temperature: (a) friction coefficient in sliding wear test (b) average friction coefficient圖3 不同溫度下7A04鋁銷-50CrMo4鋼盤的摩擦系數(shù)：(a)磨損過程中的摩擦系數(shù)；(b)平均摩擦系數(shù)

摩擦副在不同溫度中平均摩擦系數(shù)的變化如圖3(b)所示.在室溫至75 ℃時，平均摩擦系數(shù)降低，原因是在鋁合金軟化的同時氧化并不劇烈，微凸體容易被去除，摩擦系數(shù)明顯降低.平均摩擦系數(shù)在75～225 ℃內(nèi)隨溫度升高而增大，這是因為溫度升高使鋁合金硬度降低，更容易發(fā)生剪切，在鋼表面形成鋁合金黏著物；同時氧化的加劇使微凸體氧化和硬化，微凸體不易被磨除，使摩擦系數(shù)在各磨損過程中增大[14].

圖4所示為磨損率隨試驗溫度變化的曲線圖.在室溫～225 ℃范圍內(nèi)，隨著溫度升高，7A04鋁銷的磨損率先減小后增大，最后在225 ℃時突增至最大值14.79×10-8mm3/(N·mm).而50CrMo4鋼盤的磨損率趨勢為先增大后逐漸減小，室溫條件下為2.03×10-8mm3/(N·mm)，在75 ℃時增大至最大值5.10×10-8mm3/(N·mm)，最后在225 ℃時降至最小值0.98×10-8mm3/(N·mm).當(dāng)溫度達到225 ℃時，50CrMo4鋼盤的磨損率比室溫條件下減少了51.72%；7A04鋁銷的磨損率僅比室溫條件下增加了6.25%.推測認為50CrMo4鋼盤的磨損機制在溫度超過75 ℃后發(fā)生改變，導(dǎo)致磨損率變化由上升趨勢轉(zhuǎn)為下降趨勢.而7A04銷的磨損機制在溫度超過175 ℃后發(fā)生轉(zhuǎn)變，磨損率的突增與材料氧化有關(guān)，在Al-Zn-Mg合金的高溫磨損試驗也有類似現(xiàn)象[15].在不同溫度下，7A04鋁銷和50CrMo4鋼盤的磨損機制演變將在下文中進一步詳細研究.

Fig.4 Wear rate of 7A04 Pin and 50CrMo disc in different temperature圖4 不同溫度下7A04鋁銷和50CrMo4鋼盤的磨損率

2.2 磨痕輪廓和形貌

圖5所示為125 ℃試驗后50CrMo4鋼盤的3D輪廓，可以觀察到表面存在沿滑動方向的犁溝和黏著物.圖6所示為各溫度下磨損試樣的最大黏著高度、最大犁溝深度、黏著面積占比、犁溝面積占比和無變化面積占比變化圖.由圖6可知，溫度升高時，50CrMo4鋼盤的犁溝面積占比減少，黏著面積占比增加，最大黏著高度和最大犁溝深度變化趨勢與其磨損率相似，均表現(xiàn)為隨溫度的升高先增加后降低.在75 ℃時出現(xiàn)最大值，分別為25.95和27.05 μm，雖然此時犁溝的面積占比減少，但犁溝深度急劇增加，導(dǎo)致了50CrMo4鋼盤的磨損率增加；當(dāng)溫度高于75 ℃時，黏著面積占比逐漸增加，最大黏著高度緩慢減小，且犁溝面積占比和深度都隨溫度升高而逐漸減小，降低了50CrMo4鋼盤的磨損率.

Fig.5 3D image of wear surface morphology of 50CrMo4 steel pan after 125 ℃ wear test圖5 經(jīng)125 ℃磨損試驗后50CrMo4鋼盤磨損表面形貌的3D照片

Fig.6 Effect of temperature on adhesion and abrasion of 7A04 pin-50CrMo4 disc: (a) distribution of adhesion and abrasion;(b) maximum adhesion height and abrasion depth圖6 溫度對7A04鋁銷-50CrMo4鋼盤黏著磨損和磨粒磨損的影響：(a)黏著和磨粒磨損的分布；(b)最大黏著高度和最大磨損深度

溫度對混合磨損機制有顯著影響，黏著面積占比變化的主要原因是在溫度升高的情況下7A04鋁銷的表面硬度下降，容易發(fā)生剪切而產(chǎn)生黏著物.黏著高度主要受鋁合金銷表面硬度的影響，溫度的升高使7A04鋁銷表面硬度降低，表面塑性變形加劇，發(fā)生轉(zhuǎn)移的材料增加，導(dǎo)致黏著高度增加；同時黏著高度也與磨粒磨損程度有關(guān)，黏著物表面發(fā)生微觀切削將降低黏著高度.犁溝面積占比和犁溝深度的變化和參與磨損的磨粒材料性質(zhì)、數(shù)量和尺寸等因素的改變有關(guān)，磨粒變化將在下文磨屑形貌中具體分析.

為了進一步研究7A04鋁銷和50CrMo4鋼盤磨損機制隨溫度的變化規(guī)律，在電子顯微鏡下對磨損表面進行了表征，圖7所示為不同溫度試驗后50CrMo4鋼盤的磨損表面形貌的二次電子像(SE，Secondary electron)和背散射電子像(BSE，Back scattered electron).由圖7可知，在所有溫度下都存在沿滑動方向的平行犁溝和氧化的片狀黏著物.在試驗溫度為室溫(RT)時的BSE圖中可以看到黏著物多以“斑點”狀離散分布，這是因為在室溫環(huán)境下，黏著結(jié)合強度大于2種材料各自的剪切強度，剝層時斷裂多發(fā)生在黏著物內(nèi)部或材料亞表層；當(dāng)溫度升高后，黏著結(jié)合強度增加，斷裂多發(fā)生在黏著物內(nèi)部或黏著結(jié)合界面處，材料亞表層處不容易產(chǎn)生裂紋，導(dǎo)致低合金鋼材料因剝層造成的磨損減少；在高于125 ℃時，鋁合金銷表面和黏著物表面因氧化嚴重而硬度增加，但此時黏著處的結(jié)合強度仍高于7A04鋁的剪切強度，剝層與微觀切削多發(fā)生在黏著物上，所以黏著高度降低.在黏著物的表面可以普遍觀察到垂直于滑動方向的微小裂紋，這是在載荷和滑動的作用下，黏著物發(fā)生嚴重的塑性變形而萌生的.黏著物表面還存在沿滑動方向的劃傷痕跡，是因為黏著物將繼續(xù)參與和鋁合金銷的相對摩擦，從而產(chǎn)生小而淺的劃痕.黏著物周圍有不規(guī)則的邊緣，這是由黏著物表面萌生的微裂紋連接后產(chǎn)生的剝層留下的；剝層表現(xiàn)為大面積的材料剝落，并暴露出新的材料表面.新的材料表面取決于斷裂發(fā)生的位置，在黏著結(jié)合處、黏著物內(nèi)部或材料亞表層處斷裂會產(chǎn)生不同的新材料表面.

Fig.7 SE and BSE of 50CrMo4 disc worn surface after different temperature wear tests:(a) RT;(b) 75 ℃;(c) 125 ℃;(d) 175 ℃;(e) 225 ℃圖7 經(jīng)不同溫度磨損試驗后50CrMo4鋼盤磨損表面的二次電子像和背散射電子像：(a) RT；(b) 75 ℃；(c) 125 ℃；(d) 175 ℃；(e) 225 ℃

在溫度低于125 ℃時，磨損表面還存在尺寸較小的剝落坑，與剝層不同的是，剝落是因低合金鋼表面接觸疲勞產(chǎn)生的.此時，磨損產(chǎn)生的大量粉碎磨屑持續(xù)參與到磨損接觸當(dāng)中，一部分被鑲嵌到黏著物和鋁合金銷表面；另一部分繼續(xù)以三體磨粒的形式參與磨損，經(jīng)過多次高應(yīng)力循環(huán)后，使低合金鋼表面發(fā)生疲勞剝落.如圖7(d)所示，試驗溫度高于175 ℃時出現(xiàn)了表面平滑的球形磨屑，其形成過程是接觸產(chǎn)生的局部高溫將鋁合金和鋼的混合磨屑熔化，然后迅速凝固成球狀磨屑；溫度越高，這種磨屑的尺寸越大，表面氧化加劇.當(dāng)溫度達到225 ℃時，被嵌入黏著物的磨屑消失，磨損的表面變得較為平滑，表面存在少量球形熔化磨屑.綜上所述，隨著溫度的升高，黏著效應(yīng)增強，犁溝效應(yīng)減弱，磨損機制由磨粒磨損、膠合磨損和剝層磨損的混合磨損機制轉(zhuǎn)變?yōu)檩p微磨粒磨損和一般黏著磨損的混合磨損機制.

圖8所示為室溫試驗后7A04鋁銷磨損表面的二次電子像和能譜(EDS，Energy dispersive spectrometer)，由圖8可知，7A04鋁銷的磨損表面存在大量微觀切削留下的犁溝和少部分剝落留下的剝落坑.隨著溫度的上升，7A04鋁銷的主要磨損機制保持為磨粒磨損不變，但是犁溝寬度增大，伴有小部分的剝落磨損.在各溫度下的鋁合金銷磨損表面上均發(fā)現(xiàn)有少量粉碎細小的鋼磨屑被壓入鋁合金表面，形成機械混合層(Mechanically mixed layer,MML)[16].

Fig.8 SEI and EDS of 7A04 pin worn surface after room temperature wear tests: (a) grooves;(b) delamination圖8 室溫磨損試驗后7A04鋁銷磨損表面形貌的二次電子像和能譜：(a)犁溝；(b)剝落

2.3 磨屑形貌

在試驗溫度為室溫時產(chǎn)生大量黑色粉末磨屑和少量銀白色金屬光澤的小片磨屑，當(dāng)溫度升高后產(chǎn)生的磨屑數(shù)量減少，黑色粉末磨屑基本消失.圖9所示為不同溫度試驗中磨屑形貌的背散射電子像和能譜圖，磨屑的主要成分為鋁元素和鐵元素，氧元素在細小粉碎顆粒處聚集，在溫度升高時大顆粒磨屑表面氧元素增加.磨屑的數(shù)量隨著溫度升高而減少，在溫度低時容易在壓力作用下被嵌入黏著物和鋁銷表面，在溫度高時會有少部分轉(zhuǎn)變?yōu)榍驙钅バ疾⒏街谀p表面.在試驗溫度為室溫、75和125 ℃下存在尺寸比粉碎磨屑稍大的剝落磨屑，這種磨屑是磨損表面發(fā)生疲勞而產(chǎn)生的，主要成分為鐵元素.

Fig.9 BSE and EDS of debris produced by different temperature wear tests: (a) RT;(b) 75 ℃;(c) 125 ℃;(d) 175 ℃;(e) 225 ℃圖9 不同溫度磨損試驗中產(chǎn)生的磨屑的背散射電子像和能譜：(a) RT；(b) 75 ℃；(c) 125 ℃；(d) 175 ℃；(e)225 ℃

在不同試驗溫度下還存在片狀的剝層磨屑，這種磨屑是由于黏著結(jié)點處附近亞表層內(nèi)發(fā)生斷裂所產(chǎn)生的.若斷裂發(fā)生在材料亞表層內(nèi)，會形成含有2種材料的剝層磨屑；若斷裂發(fā)生在黏著物內(nèi)，則會形成只含黏著物材料的剝層磨屑.在試驗溫度低于125 ℃時這2種磨屑同時存在，隨著溫度的升高，第1種剝層磨屑的尺寸逐漸增大，黏著結(jié)合強度降低，越來越少的50CrMo4鋼被剝層帶走；到125 ℃時仍可以觀察到剝層磨屑上存在大面積鐵元素，且邊界清晰.當(dāng)溫度上升到125 ℃以上，含有2種材料的剝層磨屑消失，這是因為黏著結(jié)合強度在175 ℃時下降至50CrMo4鋼和7A04鋁的剪切強度之間，斷裂傾向于發(fā)生在剪切強度較低的黏著物內(nèi)，形成只含有7A04鋁的剝層磨屑.

在試驗溫度高于125 ℃時可以觀察到以50CrMo4鋼為主要成分的長條狀切屑，這種磨屑是在摩擦對偶材料表面的微凸體或者磨粒在法向載荷與滑動的作用下，材料表面發(fā)生剪切和切削而產(chǎn)生的.當(dāng)溫度上升時，50CrMo4鋼的硬度和強度下降，7A04鋁銷表面氧化劇烈，形成的氧化物以類似“刀具”的形式將摩擦對偶盤表面的材料切削下來；溫度越高越容易形成硬質(zhì)的鋁合金氧化物，微觀切削效應(yīng)越來越強，導(dǎo)致這種切屑逐漸變長變細.

綜上所述，溫度對7A04鋁材質(zhì)的磨屑影響主要體現(xiàn)在剝層磨屑尺寸上，室溫試驗下產(chǎn)生的磨屑大部分是尺寸較小的剝層磨屑；隨著溫度升高，材料整體硬度下降，塑性提高，剝層磨屑尺寸增大；黏著物和磨屑的氧化使鋁合金銷在225 ℃時磨損率急劇增大.在較高溫度的影響下，50CrMo4鋼盤磨屑由粉碎磨屑和剝層磨屑逐漸向切屑轉(zhuǎn)變；在試驗溫度接近室溫時，黏著的結(jié)合強度大，大量的50CrMo4鋼材料通過剝層與黏著物一并掉落，同時還有少量通過疲勞剝落而損失；當(dāng)溫度升高時，剝層和剝落逐漸減少，7A04鋁銷表面的微凸體和磨粒表面發(fā)生氧化而硬度增大，在鋼材料表面留下較淺的犁溝并產(chǎn)生切屑；溫度越高，這種切屑越細長，低合金鋼的磨損率也隨即下降.

2.4 磨痕亞表層形貌

試驗選用的50CrMo4鋼為高溫回火態(tài)，其組織為保留了馬氏體位向的回火索氏體.圖10所示為溫度為室溫、125和225 ℃試驗后的基體微觀組織，不同溫度的試驗過程相當(dāng)于進行低溫回火，室溫試驗中基體組織并未發(fā)生改變.隨著溫度的升高，α相晶粒長大，并脫溶出更細密的碳化物，使50CrMo4鋼的硬度和強度降低而塑性有所增加[17].在滑動摩擦過程中，受到接觸應(yīng)力和摩擦力的影響，摩擦表面和向下幾十微米的亞表層會發(fā)生塑性變形，使這部分區(qū)域內(nèi)的微觀組織及其性質(zhì)發(fā)生改變[10,18].如圖11所示，應(yīng)力作用使磨損表面處形成塑性變形區(qū)(Plastically deformed region,PDR)，晶粒細化并被拉長，在室溫時形成了約10 μm的塑性變形層；當(dāng)試驗溫度升高后，接觸摩擦所產(chǎn)生的局部高溫和環(huán)境溫度的共同作用使表層材料進一步軟化，變形層厚度增加，在225 ℃時增加至25 μm.

Fig.10 SEM micrographs of 50CrMo4 steel plate after wear test at different temperatures: (a) RT;(b) 125 ℃;(c) 225 ℃圖10 經(jīng)不同溫度磨損試驗后50CrMo4鋼盤基體組織形貌的SEM照片：(a) RT；(b) 125 ℃；(c) 225 ℃

Fig.11 SEM micrographs of the wear subsurface microstructure of 50CrMo4 steel pan after wear test at different temperatures: (a) RT;(b) 125 ℃;(c) 225 ℃圖11 經(jīng)不同溫度磨損試驗后50CrMo4鋼盤的磨損亞表層組織形貌的SEM照片：(a) RT；(b) 125 ℃；(c)225 ℃

圖12和圖13所示分別為室溫和225 ℃試驗后50CrMo4鋼盤磨損亞表層的電子背散射衍射圖，由圖可明顯觀察到在室溫下變形層中晶粒的尺寸和取向、應(yīng)力分布和大小角度晶界的分布，其中變形層包含了變形晶粒區(qū)和動態(tài)再結(jié)晶區(qū).磨損亞表層在接觸應(yīng)力和摩擦力的共同作用下產(chǎn)生塑性變形，形成大量的變形晶粒.對比圖11和圖12，變形層中的應(yīng)力分布都集中在變形晶粒區(qū)，且225 ℃下變形晶粒的應(yīng)力分布更密集，且內(nèi)部存在更多的小角度晶界，此時表面的塑性變形增大，晶粒變形程度增加，內(nèi)部位錯密度大幅增加，促進動態(tài)再結(jié)晶過程[19]；225 ℃下的變形晶粒區(qū)厚度增加，晶粒變形程度大，這是因為高溫下材料表面發(fā)生明顯軟化，塑性變形加劇.在靠近磨損表面的變形晶粒經(jīng)受了更大的塑性變形，內(nèi)部位錯密度更大，位錯迅速在原有的小角度晶界處積累和重排，使小角度晶界轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼嵌染Ы?，發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，形成細小的等軸晶.225 ℃時的細晶區(qū)厚度增加，一方面原因是材料表層軟化后塑性變形加劇而位錯密度增加；另一方面原因是高溫給動態(tài)再結(jié)晶提供了驅(qū)動力.225 ℃時的動態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸更細小，這是因為更高的溫度給動態(tài)再結(jié)晶提供了更大的動力，促進小角度晶界轉(zhuǎn)變.動態(tài)再結(jié)晶所產(chǎn)生的細小晶粒使材料表面的硬度下降，塑性增加，導(dǎo)致了50CrMo4鋼在高溫下的磨損機制發(fā)生改變[20].

Fig.12 Subsurface EBSD of 50CrMo4 disc after room temperature wear test: (a) KAM;(b) Rotation angle;(c) IPF;(d) IPF of area Ⅰ圖12 經(jīng)室溫磨損試驗后50CrMo4鋼盤磨損亞表層的EBSD圖(a) KAM (Kernel average misorientation)圖；(b)晶界角度；(c) IPF (Inverse pole figure)圖；(d) Ⅰ區(qū)域IPF圖

Fig.13 Subsurface EBSD of 50CrMo4 disc after 225 ℃ wear test: (a) KAM;(b) rotation angle;(c) IPF;(d) IPF of area Ⅰ圖13 經(jīng)225 ℃磨損試驗后50CrMo4盤的磨損亞表層EBSD圖：(a) KAM圖；(b)晶界角度；(c) IPF圖；(d) Ⅰ區(qū)域IPF圖

圖14所示為7A04鋁銷經(jīng)過不同溫度試驗后的基體組織及其磨損亞表層組織，溫度并未對基體組織(Matrix)產(chǎn)生明顯影響，僅產(chǎn)生微弱效果.隨著溫度升高，7A04鋁磨損亞表層的塑性變形區(qū)厚度增加，接觸應(yīng)力與摩擦力使7A04鋁銷磨損表面發(fā)生了類似50CrMo4鋼磨損表面的塑性變形和動態(tài)再結(jié)晶，塑性增加，故磨屑尺寸隨溫度升高而增大.在溫度為225 ℃時磨損率急劇增大，認為其與機械混合層的出現(xiàn)有關(guān)，由于機械混合層并非十分致密，在后續(xù)的磨損中容易被剝落.

Fig.14 SEM micrographs of the wear subsurface microstructure of 7A04 aluminum pin after wear test at different temperatures: (a) RT;(b) 125 ℃;(c) 225 ℃圖14 經(jīng)不同溫度磨損試驗后7A04鋁銷的磨損亞表層組織形貌的SEM照片：(a) RT；(b) 125 ℃；(c) 225 ℃

由圖14可以明顯觀察到在225 ℃時存在厚度約為35 μm的機械混合層，而125 ℃下不能輕易分辨出機械混合層.圖15所示為不同溫度磨損試驗后7A04鋁銷磨損亞表面的背散射電子像及能譜圖，在室溫試驗中幾乎不存在機械混合層，在125 ℃試驗中已經(jīng)開始出現(xiàn)機械混合層；隨著試驗溫度的升高，機械混合層厚度逐漸增加，規(guī)律與金相組織相一致.通過對比氧元素的能譜圖可以發(fā)現(xiàn)塑性變形區(qū)基本不發(fā)生氧化，而機械混合層處發(fā)生了明顯氧化.機械混合層中存在大量來自盤材料的鐵元素，其厚度達到約40 μm，其結(jié)構(gòu)在氧化作用下變得更加疏松，這導(dǎo)致7A04鋁銷在225 ℃下磨損率急劇升高.

3 結(jié)論

a.隨溫度升高，7A04鋁銷磨損率先下降后升高，50CrMo4鋼盤磨損率先升高后下降，當(dāng)溫度達到225 ℃時，低合金鋼盤磨損率降至最低.

b.隨著試驗溫度的升高，50CrMo4鋼盤的磨損機制從磨粒磨損、膠合磨損和剝層磨損的混合磨損機制轉(zhuǎn)變?yōu)檩p微磨粒磨損和輕微黏著磨損的混合磨損機制；7A04鋁銷的磨損機制保持以磨粒磨損為主，伴隨有小部分的剝落磨損，大量的鋁合金磨屑容易在載荷作用下黏附至鋼表面.

c.溫度升高使黏著結(jié)合強度提高，含有2種材料的剝層磨屑消失，7A04鋁磨屑仍以大片的剝層磨屑為主；50CrMo4鋼磨屑轉(zhuǎn)變?yōu)殚L條狀切屑，磨損率下降.

d.干滑動磨損的過程中，50CrMo4鋼盤磨損亞表層出現(xiàn)變形晶粒區(qū)和動態(tài)再結(jié)晶區(qū)，隨著試驗溫度升高，變形晶粒區(qū)和動態(tài)再結(jié)晶區(qū)厚度增加，動態(tài)再結(jié)晶細小等軸晶的出現(xiàn)使磨損表面塑性增強，導(dǎo)致磨損機制發(fā)生改變.

e.干滑動磨損的過程中，7A04鋁銷磨損亞表層在125 ℃下開始觀察到機械混合層存在，機械混合層的厚度增加導(dǎo)致225 ℃時的磨損率急劇增加；塑性變形和動態(tài)再結(jié)晶使7A04鋁銷表面硬度略微下降，導(dǎo)致磨屑尺寸隨即增大.