稀土Y和熱處理對Al-Mg2Si合金機(jī)械性能

1、稀土Y和熱處理對 Al-Mg2Si合金機(jī)械性能與摩擦磨損性能的影響 H.R. Jafari Nodooshan，劉文才，吳國華，A. Bahrami，和M.Emamy(Submitted September 20, 2013; in revised form December 30, 2013) （收稿于2013年9月20日；修改于2013年12月30日）摘要：本文研究了熱處理和稀土元素Y對Al-15% Mg2Si鑄造合金顯微組織、力學(xué)性能及摩擦磨損性能的影響。顯微組織結(jié)果表明：在所有的復(fù)合材料試樣和釔金屬間化合物(Al2Y相)中，初生Mg2Si相和Mg2Si二次相存在富集現(xiàn)象。稀土元素Y不影

2、響初晶Mg2Si的大小和形狀，但會使偽共晶Mg2Si組織由片狀變?yōu)榧?xì)小的纖維狀或棒狀。結(jié)果表明：添加適量的Y可以減少M(fèi)g2Si固溶于基體的量，導(dǎo)致Al2Y相析出，改善力學(xué)性能。含稀土元素Y為0.5%的合金極限拉伸強(qiáng)度（UTS）可達(dá)290MPa ，伸長率為4.3%。經(jīng)過在520下保溫4h的固溶處理后，隨著稀土元素Y含量的增加，合金的抗拉強(qiáng)度不斷增加，當(dāng)稀土元素Y的含量為1%時，抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值。經(jīng)過熱處理的合金在室溫時最大限拉伸強(qiáng)度和伸長率分別為294 MPa和7.4%。在澆鑄樣品中，發(fā)現(xiàn)斷口表面有粗糙的小臺階，表明是一種脆性失效的模式。含質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5 wt.%的稀土元素Y的合金則有碎屑和

3、少量的初晶Mg2Si。經(jīng)過熱處理的合金斷口表面有較粗且均勻的韌窩，表明是以韌性斷裂模式進(jìn)行的。磨損試驗(yàn)結(jié)果表明,當(dāng)稀土元素的含量為0.3 wt.%時，所有試樣的耐磨性均增加。據(jù)掃描電子顯微鏡觀察顯示，磨損表面的磨損機(jī)制以磨料磨損為主，同時伴有粘著磨損。關(guān)鍵字：鑄造；機(jī)械性能；金屬基復(fù)合材料(MMCs)；磨損1、前言為了滿足現(xiàn)代工業(yè)對高性能輕質(zhì)材料的生產(chǎn)要求,鋁基復(fù)合材料(AMCs)作為一種先進(jìn)的高性能工程材料得到了廣泛的應(yīng)用。這是因?yàn)锳MCs具有良好的物理機(jī)械性能,如優(yōu)良的鑄造性能,低密度,和良好的耐磨性,以及良好的耐高溫性1、2。此外,鋁還適用各種強(qiáng)化機(jī)制 3、4。近年來，經(jīng)過細(xì)晶強(qiáng)化的AM

4、Cs以其成本低廉和各向同性的特點(diǎn)引起了人們的極大關(guān)注5、6。Al-Si-Mg合金就是廣泛應(yīng)用中的一種特殊AMCs。它的一些特殊性質(zhì)使得它廣泛應(yīng)用在強(qiáng)化材料中。這種合金可以通過執(zhí)行不同熱處理操作3、7、8來改善力學(xué)性能。Mg2Si在這些材料中密度是最低的,因此,它在輕質(zhì)應(yīng)用場合中成為以鋁和鎂為基的復(fù)合材料的最大潛在強(qiáng)化相。高溫時，Mg2Si相還可以阻礙晶界滑動。此外,金屬間化合物Mg2Si還有許多的優(yōu)良性能,如高熔點(diǎn),高硬度,和較低的熱膨脹系數(shù) 11 - 14。然而,在常規(guī)鑄造條件下,初晶Mg2Si佷容易形成呈粗大多角形塊狀或枝晶形狀的脆性相,導(dǎo)致該復(fù)合材料的延展性較差和強(qiáng)度較低15、16。在鑄

5、造條件下，粗大多角形塊狀得到晶體細(xì)化,可以提高合金的力學(xué)性能17。因此,它是Al-Mg-Si合金中細(xì)化Mg2Si相的良好改性劑。近期的研究14 18表明,稀土元素Y可被用來細(xì)化初晶Mg2Si以改變這些合金的力學(xué)性能。以往的研究14表明：當(dāng)稀土元素Y的加入量為0.5%時最佳，此時合金的拉伸強(qiáng)度和伸長率分別為290 MPa和4.3%。此外,稀土元素Y的加入量為1.0%時,合金的布氏硬度值是98 HB。提高這種復(fù)合材料的伸長率和硬度成了一項(xiàng)具有挑戰(zhàn)性的任務(wù)。也有研究報(bào)道提到，熱處理(稱為熱改性)可以改變共晶硅的形狀，從而影響合金的力學(xué)性能19。上一段表明,雖然以往的研究一直致力于研究單獨(dú)添加釔和熱處

6、理對Al- 15% Mg2Si復(fù)合材料的影響，但沒有調(diào)查報(bào)告指出他們共同作用下的效果。此外,先前的文獻(xiàn)只報(bào)道Al-Mg2Si復(fù)合材料在拉伸強(qiáng)度和伸長率的變化,而沒有研究其合金的磨損性能。同時，盡管已經(jīng)知道熱處理和Y元素的加入可以改變硅晶體的大小，但是它們能否改變其組織形貌還是未知的。 在此背景下,本文主要研究將Al - 15% Mg2Si復(fù)合材料同時進(jìn)行熱處理和添加釔處理時，它們對共晶Mg2Si和初晶Mg2Si的影響與力學(xué)性能(硬度、拉伸強(qiáng)度和伸長率)和磨損性能的變化。2、實(shí)驗(yàn)材料和實(shí)驗(yàn)方法 Al-15 wt. % Mg2Si合金主要由鑄造工業(yè)用純鋁、鎂和硅金屬組成。該合金放在電阻爐石墨坩堝中

7、進(jìn)行熔煉。過共晶Al-15% Mg2Si合金的化學(xué)成分如表1 所示。主要的復(fù)合材料則被削為小塊放入小電爐碳化硅坩堝里重熔15分鐘。每次鑄造過程中，在750時將所需的數(shù)量的Mg-20 wt. % Y中間合金添加到Al-Mg2Si熔融液中來獲得Mg2Si - al - 15%(0.1,0.3,0.5,1.0 wt. % Y)合金。加入稀土元素Y五分鐘后，使用石墨棒機(jī)械攪拌約1分鐘以確保它們完全混合。融化時不斷添加磁粉以保證熔體表面被覆蓋住。脫氣則是加入含有C2Cl6的泡騰片(0.3wt. %的熔融合金)并保持其作用約5分鐘。經(jīng)攪拌和清洗，扒渣后,將不同成分的合金注入鑄鐵模具。鑄鐵模具是按B108

8、-03A的ASTM標(biāo)準(zhǔn)流程（詳細(xì)介紹如原理圖14 所示）的說明來制備的。該模具的最大一個特點(diǎn)就是有合適的上坡填充應(yīng)用裝置和送料設(shè)計(jì)，可以使流體進(jìn)行低紊流流動以減少氣體夾雜和鑄件的孔隙。所有的合金試樣經(jīng)過520熱處理4 h后在室溫下進(jìn)行水冷淬火操作。截取測試棒的定量長度作為樣品，經(jīng)過安裝、拋光而后在1 H F（室溫下）水溶液浸蝕，利用電子掃描顯微鏡(SEM)和光學(xué)顯微鏡做組織觀察。試樣經(jīng)15%的氫氧化鈉溶液浸蝕將鋁從基質(zhì)中除去后，采用具有圖像分析系統(tǒng)的Leitz光學(xué)顯微鏡來觀察試樣在鑄態(tài)和熱處理?xiàng)l件時下的微觀結(jié)構(gòu)。利用x射線衍射(XRD)和能量色散譜(EDS)檢測分析選定樣本中的相，SEM則被用

9、來研究材料的顯微結(jié)構(gòu)特性。為獲得所有合金的密度,先在空氣稱重再在水中稱重并重復(fù)稱量(考慮水溫是因?yàn)槊芏入S溫度的變化而變化)。密度測量采用的是失重法。表1 過共晶Al-15 Mg2Si的化學(xué)成分(wt. %)元素SiFeCuMnMgCrNiZnTiAl質(zhì)量分?jǐn)?shù)(wt.%)5.50.1720.010.019.70.010.0170.1230.01余量采用具美國ASTM E10標(biāo)準(zhǔn)程序的ESEWAY試驗(yàn)機(jī)(布氏硬度:30公斤力和硬度計(jì)壓頭2.5毫米)進(jìn)行硬度測試。根據(jù)ASTM B557M -02A的程序?qū)煸嚢暨M(jìn)行尺寸加工（詳細(xì)介紹如示意圖14所示）。室溫下試樣在配有應(yīng)變計(jì)算式的機(jī)控萬能 MTS機(jī)

10、以5×10-4s-1的初始應(yīng)變速率進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)。每個試樣至少進(jìn)行三個拉伸試驗(yàn)，以確保數(shù)據(jù)的準(zhǔn)確性和可重復(fù)性。為了研究其斷裂機(jī)制,使用CamScan-MV2300掃描電子顯微鏡對拉伸斷裂試樣進(jìn)行了斷口分析。采用傳統(tǒng)的銷-盤式摩擦磨耗試驗(yàn)機(jī)按照ASTM G99標(biāo)準(zhǔn)程序20運(yùn)行進(jìn)行干滑動實(shí)驗(yàn)，來評估Al-Mg2Si與硬度為62HRC的DIN 100Cr6鋼磁盤的摩擦行為。5 mm×914 mm的銷與鋼盤之間是共形接觸。對鋁合金進(jìn)行磨損實(shí)驗(yàn)時，額定負(fù)載10到20 N時滑動距離1500米，鋼磁盤的轉(zhuǎn)速240 rpm時對應(yīng)的別針為速度0.5米/秒。用電子天平(GR200-AND)測量試

11、樣進(jìn)行磨損試驗(yàn)之前和之后的重量，其誤差為0.1mg.試樣的體積損失則用損失的質(zhì)量除以阿基米德密度即可得知。摩擦系數(shù)(u)值可以通過配有銷-盤磨損機(jī)的每個負(fù)載單元，試樣的磨損率值可以計(jì)算所有的試樣來獲得。所有樣本的測試參數(shù)則相同：外界溫度為25，額定負(fù)載10到20 N時滑動距離1500米，鋼磁盤的轉(zhuǎn)速240 rpm。磨損表面的顯微結(jié)構(gòu)特點(diǎn)可通過SEM來分析。3、結(jié)果與討論3.1 顯微組織利用掃描電子電鏡（SEM）和x射線能量譜（EDX）分析鑄態(tài)Al - 15%Mg2Si 合金中的-Al，如圖1所示。從圖中可觀察到,Al-15 wt. % Mg2Si合金鑄態(tài)顯微組織主要由初晶Mg2Si即黑色的晶粒

12、和分布在Al-Mg2Si共晶片層間的明亮-Al晶粒組成。因此我們可以確定為了降低界面能(Ref 5)初晶Mg2Si成了-Al 的形核位置。圖1顯示，初晶Mg2Si的形狀可被看成是粗大片狀(深色)和“漢字”多角形狀。眾所周知,粗大片狀Mg2Si是由于液相線和固相線之間的溫度范圍過大引起的21。從圖1可知，-Al相在初晶Mg2Si的周圍形成,說明合金非平衡凝固時限制了Mg和Si粒子向周圍Mg2Si熔體的擴(kuò)散速度22。圖2是Al-15 wt. % Mg2Si合金經(jīng)過熱處理后的掃描電鏡圖。顯然,盡管熱處理沒有明顯改變初晶Mg2Si的大小，但其形狀從粗大塊狀變?yōu)榧?xì)碎塊狀再到圓形狀。這說明固溶處理只改變部

13、分的晶粒，而對那些能夠影響初晶Mg2Si形狀的晶粒沒有改變。此外,與圖1相比,熱處理顯著改變了鑄造合金的共晶Mg2Si，使其變?yōu)辄c(diǎn)狀而破壞了部分的共晶晶格。 表 2 經(jīng)熱處理前后改性合金的密度值稀土Y含量，wt.%密度值熱處理前，kg/m3熱處理后，kg/m302411.32412.10.12412.62413.80.32417.82419.10.52423.42425.812436.12439.6 此外,從圖3可以推斷出固溶處理可以適當(dāng)?shù)臏p小初晶Mg2Si的尺寸，并使其形狀從枝狀變?yōu)閴K狀(圖3 c)。同時還可以推斷出固溶處理改變了初晶Mg2Si的體積分?jǐn)?shù)。這個推論已由Li et al .(R

14、ef 23)的研究證實(shí)了。稀土Y的加入還導(dǎo)致了Al2Y在形成過程中密度(3930 kg / m3)高于基體（鋁）和強(qiáng)化相（Mg2Si），使得合金的密度有顯著的提高。此外，固溶處理可以稍微提高改性合金的密度值。這可歸因?yàn)檫^渡相Mg2Si固溶于基體中。試樣經(jīng)熱處理前后的密度值見表2。3.2 硬度和拉伸性能 圖4是經(jīng)過固溶熱處理前后的Al-15% Mg2Si合金硬度隨添加稀土Y的變化而變化。添加稀土Y后的合金硬度顯著提高很大程度上是因?yàn)樾纬杉?xì)小共晶組織和金屬間化合物的緣故。研究結(jié)果還表明經(jīng)過固溶處理的合金硬度高于鑄態(tài)合金。這可能是由于隨著稀土Y在基體中的固溶度增加,造成了固溶處理作用，即由Al2Y變

15、質(zhì)劑引起的固溶強(qiáng)化。然而,當(dāng)添加稀土Y0.5%時，經(jīng)過熱處理的合金硬度降低了,這與部分Mg2Si的分解有關(guān)。圖5是Al-15% Mg2Si合金經(jīng)熱處理前后通過拉伸試驗(yàn)而得到的典型拉伸應(yīng)力曲線。顯然，添加微量的稀土Y即添加量為0.1 wt. %時，鑄造合金的拉伸應(yīng)變很小(2.5%)，但當(dāng)添加的稀土Y量達(dá)到0.5 wt. %時，其延展性有了提高，拉伸強(qiáng)度和伸長率也有了改善。 這意味著,抗拉強(qiáng)度240MPa增加到290MPa,伸長率從2.3%提高到4.3% .通過添加稀土Y，共晶區(qū)域中的二次相Mg2Si形態(tài)有了很大的改變。顯微組織研究表明，固體中的偽共晶Mg2Si塊狀結(jié)構(gòu)更多，纖維更少。也有研究報(bào)導(dǎo)

16、，稀土Y同樣也可以改變Mg-5 wt. % Si合金中共晶Mg2Si的鑄態(tài)組織結(jié)構(gòu)。但當(dāng)稀土Y的添加量過多時，凝固時形成更多的金屬間化合物。然而，金屬間化合物Al2Y硬而脆而直接影響拉伸強(qiáng)度和伸長率。當(dāng)稀土Y的添加量達(dá)到1 wt.% 時，合金的拉伸強(qiáng)度和伸長率沒有得到明顯的改善。這很可能是過量的稀土Y在最后凝固階段時以金屬間化合物的形式富集在共晶組織上(圖3 b)。 另一方面,機(jī)械測試結(jié)果表明,合金的拉伸性能經(jīng)過固溶處理后可以得到提高，伸長率也得到明顯著的改善。經(jīng)過添加0.1 wt.% 稀土Y和熱處理的合金其拉伸強(qiáng)度和伸長率分別為250 MPa和7.4%，相應(yīng)地，有報(bào)導(dǎo)指出添加了0.5 wt.

17、 %稀土Y的鑄造合金其拉伸強(qiáng)度和伸長率則分別為290 MPa和4.3%14。也有以前的研究報(bào)導(dǎo)指出Al-15 wt. % Mg2Si鑄造合金的最大值伸長率為2.5%21-23。添加稀土Y和熱處理能夠改善合金延展性的主要原因是使二次相Mg2Si從片狀變?yōu)榘魻钜蕴岣叱蹙g2Si的球化率，從而減少了應(yīng)力集中,提高了合金的延展性。這些結(jié)果證實(shí)了利用固溶處理可以提高M(jìn)MC的延展性。據(jù)已得到的微觀組織分析和以前的研究24-25,這些結(jié)果能夠說明這只是一個簡單的強(qiáng)化機(jī)制。按照這種機(jī)制來說，添加稀土Y和熱處理可由兩種方式來達(dá)到強(qiáng)化效果：在鋁中固溶大量的稀土Y而導(dǎo)致的固溶強(qiáng)化和析出細(xì)小彌散的金屬間化合物Al2

18、Y而導(dǎo)致的沉淀強(qiáng)化。因此有可能是因?yàn)橄⊥罽在鋁基體和間隙相中高溶解度產(chǎn)生了Y的連鎖反應(yīng)以提高基體和化合相之間的鍵合力。這個Y的基地模式可以提高間隙相和鋁基體之間的各向同性以改善相界上的原子匹配度。因此，各向同性對紊流來說成了一種有效勢壘，從而導(dǎo)致了合金的抗拉強(qiáng)度提高,延展性降低。以往的研究14發(fā)現(xiàn)向Al-Mg2Si合金中添加0.5 wt. % Y時其抗拉性能達(dá)到最佳。然而現(xiàn)在卻發(fā)現(xiàn)只要添加0.1wt. % 的稀土Y即可達(dá)到這種效果。結(jié)果表明只是一種極大地改進(jìn)方法，我們可以通過降低稀土Y所需的數(shù)量來影響合金的力學(xué)性能。3.3 斷口形貌 材料的斷裂特性是研究材料塑性變形的首要考慮因素。圖6(a)-

19、(c)是分別經(jīng)過添加稀土Y和熱處理的Al-Mg2Si合金拉伸試樣在掃描電鏡觀察下的斷口顯微組織圖像。鑄造合金在室溫下斷裂(圖6)時,斷裂表面覆蓋有粗臺階,表明這是以其本質(zhì)脆性而快速斷裂的脆性斷裂。斷口表面與解理斷裂的斷口類似,有一些表現(xiàn)為棱角分明的河流花樣,與在低溫澆鑄的鋁合金測到的總伸長率相符合。另一方面，斷口表面圖6(b)顯示，添加了0.5 wt. % Y的合金斷口表面有一些裂縫和初晶Mg2Si碎屑。這些細(xì)小 Mg2Si 晶粒會阻礙Al-Mg2Si-0.5Y 合金裂縫的擴(kuò)展，從而提高合金的伸長率。然而，稀土Y的添加量過多時，共晶界處的間隙相(Al2Y)會促進(jìn)裂紋的擴(kuò)展，從而使合金的伸長率變

20、小。從圖6(c)可看出，在熱處理狀態(tài)下，斷裂表面存在較粗且均勻的韌窩。眾所周知，蜂窩狀的韌窩是韌性斷裂模式的一種表觀特征。3.4 磨損性能硬質(zhì)顆粒已被證實(shí)可以極大地程度的改變鋁合金和復(fù)合材料的耐磨性能26-27。為了研究熱處理和添加Y對合金耐磨性能的影響，對含不同稀土Y量和熱處理前后的合金進(jìn)行了比較。 圖7(a)、(b)和8(a)、(b)是試樣有無經(jīng)過循環(huán)熱處理并在10和20 N載荷下的失重值。據(jù)此結(jié)果可知, 在兩種負(fù)載下添加了稀土Y的復(fù)合材料的失重值小于Al-15 wt. % Mg2Si合金的失重值。造成這種結(jié)果的主要原因是，復(fù)合材料的耐磨性能與其硬度有關(guān)，而硬度取決于添加稀土Y后復(fù)合材料的

21、基體硬度并隨Eq 1式中的關(guān)系變化而變化。進(jìn)行了添加0.3 wt. Y %的稀土Y熱處理的復(fù)合材料其耐磨性能達(dá)到最大，但當(dāng)稀土Y的添加量增加至到1 wt. %時，其耐磨性能在一定程度上降低了。這可由前面所講過的試樣硬質(zhì)的不同和熱處理對微觀組織的影響來解釋。 （Eq 1）式中,Q代表磨損率(mm3 /km),W代表每距離磨損材料的體積,K為一個常數(shù)稱為磨損系數(shù),H是試樣的維氏硬度值(kgf/mm2)28。 據(jù)圖9可知，顯然，復(fù)合材料的磨損率先是隨著稀土Y體積分?jǐn)?shù)的增加而減少，后由于纖維增強(qiáng)體的增多，其逐漸減少的趨勢有所改善。人們普遍認(rèn)為,硬質(zhì)顆粒(含有稀土Y的金屬互化物)混入鋁合金中導(dǎo)致合金的耐

22、磨性能有了很大程度的提高24-25。稀土Y極大地提高了鋁合金的滑動磨損性能;然而,在精煉時存在最佳水平(本研究中是0.3 wt. %),含稀土Y的金屬間化合物作為硬質(zhì)顆粒充當(dāng)承重要素，可以減少磨料磨損以保護(hù)復(fù)合材料表面。因此，隨著稀土Y的含量增加，復(fù)合材料的耐磨性也增強(qiáng)。但似乎它會一直增強(qiáng)直到可以改善復(fù)合材料的機(jī)械性能如硬度、伸長率或拉伸強(qiáng)度。耐磨性提高的趨勢可能會受到Y(jié)基地模式的影響，這可能會使間隙相與鋁固溶體基體之間的共格性增強(qiáng)而成為相界的最佳結(jié)合方式。因此，盡管共格界面可以有效地阻礙紊流流動來提高強(qiáng)度，但它的耐磨性和韌性卻降低了。這個結(jié)果與通常情況下高硬度的材料具有更好的磨損和耐磨性29

23、、30相符合。正如預(yù)期的那樣,所有在20 N負(fù)荷下的樣品其失重值和磨損率要大于10 N負(fù)荷下的數(shù)值。之所以如此,是因?yàn)樵诟哓?fù)載下分離表面比較粗糙,所以接觸表面微凸體的數(shù)量增加,從而加速了復(fù)合材料的表面磨損31。根據(jù)失重值數(shù)據(jù)可知,添加1 wt. % Y且不經(jīng)過熱處理的試樣在所有測試樣品中其耐磨性最好。在熱處理應(yīng)用情況下,含0.3 wt. Y %的樣品耐磨性最好,既不添加稀土Y也不經(jīng)過熱處理的試樣其耐磨性最差。造成這種現(xiàn)象的主要原因已在前面闡述過，如Al2Y的形成。圖10和圖11是試樣在在兩種負(fù)載下滑動不同距離時的滑動系數(shù)(u)變化。沒有經(jīng)過熱處理的鑄造復(fù)合材料在10 N的應(yīng)力負(fù)載下的平均摩擦系

24、數(shù)為0.52，遠(yuǎn)大于添加了1% 稀土Y并經(jīng)過熱處理的試樣(0.42)。這主要是由復(fù)合材料的高硬度引起的，即上一節(jié)已討論過的討論Al2Y金屬間化合物的形成及其作用。富Y相和間隙相及初晶Mg2Si顆粒擔(dān)任負(fù)載要素，以減少銷和鋼磁盤表面之間的接觸面積,從而降低摩擦系數(shù),防止表面被劃出劃痕和裂紋25-26。同時,比較圖10和圖11可知應(yīng)力負(fù)載從10N增加到20 N的變化對u值的變化趨勢沒有較大的影響,但鑄造試樣在20 N負(fù)載下，其摩擦系數(shù)較高。 Bermudez et al. 29曾報(bào)導(dǎo)鋁合金基復(fù)合材料也具有類似的現(xiàn)象。起初，所有試樣的摩擦系數(shù)隨滑動距離的增加而增加，當(dāng)滑動距離約為50米后就趨于穩(wěn)定。

25、u的增加的增加明顯與接觸面積的增大有關(guān),直到試樣與銷的外徑完全接觸。 掃描電鏡結(jié)果顯示，復(fù)合材料和鋁合金基體之間的滑動表面存在復(fù)雜的磨損機(jī)制。兩個不同的磨損機(jī)制可共存,即剝層磨損和粘著磨損。每種機(jī)制產(chǎn)生的表面效果取決于負(fù)載在磨損表面上的應(yīng)力載荷。磨損表面的形貌有助于辨別磨損機(jī)制的類型。掃描電鏡可以用來分析進(jìn)行了磨損實(shí)驗(yàn)的表面。圖12展示了負(fù)載10 N 應(yīng)力載荷的試樣磨損表面。它明確顯示了磨損機(jī)制的一些細(xì)節(jié)。鑄造復(fù)合材料的磨損表面有較大的分層但沒有觀察到凹槽,相反地,它卻可以觀察到其他磨損機(jī)制的表面顯微組織。Y含量和富Y相是通過復(fù)合材料表面上逐漸改變的壓痕和平行表面滑動矢量的粗凹槽而增加了。 熱處理后的試樣細(xì)槽明顯變小,研磨區(qū)變小,尤其是添加了0.3 wt. % Y的復(fù)合材料。磨損表面的觀察表明,含不同Y量的復(fù)合材料在兩種不同應(yīng)力載荷下其磨損機(jī)制主要為剝層磨損，同時伴有一些其他的磨砂機(jī)制。就復(fù)合材料而言，由于硬質(zhì)相(Mg2Si和Al2Y)和高硬度的存在,粘著磨損部分很少幾