张玉林等：镁锂合金表面含碳陶瓷层的摩擦性能 ·609· 体积分数为1%时，其Ra值(Ra≈412.2nm)最小， 加到1317.6HV。1,但此后，随着电解液中石墨烯 表明此时膜层表面比较平滑，在摩擦副对磨过程中， 含量升高，陶瓷层表面显微硬度值的增加幅度不再 有利于摩擦系数值的降低.而代表陶瓷层表面轮廓 明显.分析可知，石墨烯的加入一方面促进大量高 均方根偏差的Rq值的降低，主要是由于陶瓷层表 硬度Mg0和SiO2物相的生成；另一方面，石墨烯作 面微孔尺寸的降低和微孔堵塞现象所致[].在电 为第二相，以机械的形式分散于陶瓷层内部，提高了 场作用下，具有负电特性的石墨烯吸附在陶瓷层表 其强度[] 面，形成微弧氧化过程中的二次放电点，使得单脉冲 1500 1385.6HVa1e 放电瞬间陶瓷层表面微弧放电火花数量增多，而单 1317.6HVo1w 火花所具均分的能量却有所降低，则引起放电微孔 尺寸的减小以及大量熔融态氧化物在微孔内壁处凝 1000 974.5Ho1 固，减少了氧化物在陶瓷层表面的堆积，进而有利于 陶瓷层内部致密度的提高和表面粗糙度的降低 602.8HVa1e 500 表1表面平均粗糙度值 Table 1 Examination results of the specimens 130.2HVa1 石墨烯分散液的 编号 Rq/nm Ra/nm Rp/μn Area/μm2 体积分数/9% 镁锂合金 05% 1% 2% (a) 0 944.9 781.6 2.4 1216.5 镁锂合金及添加不同体积分数的石墨烯所制备的陶瓷层 (b) 0.5 823.7 653.4 2.8 1194.3 图5试样表面显微硬度 (c) 412.2 324.1 1.8 1059.2 Fig.5 Surface micro-hardness of the as-prepared samples (d) 2 651.8518.02.1 1149.1 2.6微弧氧化膜层摩擦学性能分析 2.5微弧氧化膜层表面硬度 图6为陶瓷层与不锈钢钢球对磨的摩擦系数曲 图5为陶瓷层表面显微硬度值.其中，镁合金 线图.由图6(a)可知，由于未添加石墨烯制备的陶 表面硬度较低，其维氏硬度仅为130.2HV。1,而经 瓷层表面维氏硬度低、粗糙度大，其表面微凸体被迅 过微弧氧化处理后的镁合金表面硬度明显上升，随 速磨平，引起摩擦副之间实际接触面积变大，进而导 着电解液中石墨烯含量的增加，其陶瓷层表面显微 致摩擦系数的快速上升.而随着石墨烯含量的增 硬度值呈现出逐渐递增的趋势.当石墨烯体积分数 加，可以看到陶瓷层的摩擦系数呈现逐渐降低的趋 由0增加到1%时，陶瓷层表面显微硬度值迅速增 势.当石墨烯体积分数为0.5%时，其摩擦系数平均 0.45(a 0.45 0.30 0.30 0.15 0.15 0 0 0.45c ④ 0.45 0.30 0.15 0.15 4 6 100 4 10 时间min 时间min 图6不同石墨烯体积分数的电解液中制备陶瓷层摩擦系数曲线.(a)0:(b)0.5%:(c)1%:(d)2% Fig.6 Friction coefficient evolution of MAO coatings formed in electrolytes containing various GE concentrations:(a)0;(b)0.5%;(c)1%; (d)2%张玉林等: 镁锂合金表面含碳陶瓷层的摩擦性能 体积分数为 1% 时,其 Ra 值(Ra抑412郾 2 nm)最小, 表明此时膜层表面比较平滑,在摩擦副对磨过程中, 有利于摩擦系数值的降低. 而代表陶瓷层表面轮廓 均方根偏差的 Rq 值的降低,主要是由于陶瓷层表 面微孔尺寸的降低和微孔堵塞现象所致[12] . 在电 场作用下,具有负电特性的石墨烯吸附在陶瓷层表 面,形成微弧氧化过程中的二次放电点,使得单脉冲 放电瞬间陶瓷层表面微弧放电火花数量增多,而单 火花所具均分的能量却有所降低,则引起放电微孔 尺寸的减小以及大量熔融态氧化物在微孔内壁处凝 固,减少了氧化物在陶瓷层表面的堆积,进而有利于 陶瓷层内部致密度的提高和表面粗糙度的降低. 表 1 表面平均粗糙度值 Table 1 Examination results of the specimens 编号 石墨烯分散液的 体积分数/ % Rq / nm Ra / nm Rp / 滋m Area / 滋m 2 (a) 0 944郾 9 781郾 6 2郾 4 1216郾 5 (b) 0郾 5 823郾 7 653郾 4 2郾 8 1194郾 3 (c) 1 412郾 2 324郾 1 1郾 8 1059郾 2 (d) 2 651郾 8 518郾 0 2郾 1 1149郾 1 图 6 不同石墨烯体积分数的电解液中制备陶瓷层摩擦系数曲线 郾 (a) 0; (b) 0郾 5% ; (c) 1% ; (d) 2% Fig. 6 Friction coefficient evolution of MAO coatings formed in electrolytes containing various GE concentrations: ( a) 0; ( b) 0郾 5% ; ( c) 1% ; (d) 2% 2郾 5 微弧氧化膜层表面硬度 图 5 为陶瓷层表面显微硬度值. 其中,镁合金 表面硬度较低,其维氏硬度仅为 130郾 2 HV0郾 1 kg,而经 过微弧氧化处理后的镁合金表面硬度明显上升,随 着电解液中石墨烯含量的增加,其陶瓷层表面显微 硬度值呈现出逐渐递增的趋势. 当石墨烯体积分数 由 0 增加到 1% 时,陶瓷层表面显微硬度值迅速增 加到 1317郾 6 HV0郾 1 kg,但此后,随着电解液中石墨烯 含量升高,陶瓷层表面显微硬度值的增加幅度不再 明显. 分析可知,石墨烯的加入一方面促进大量高 硬度 MgO 和 SiO2 物相的生成;另一方面,石墨烯作 为第二相,以机械的形式分散于陶瓷层内部,提高了 其强度[13] . 图 5 试样表面显微硬度 Fig. 5 Surface micro鄄hardness of the as鄄prepared samples 2郾 6 微弧氧化膜层摩擦学性能分析 图 6 为陶瓷层与不锈钢钢球对磨的摩擦系数曲 线图. 由图 6(a)可知,由于未添加石墨烯制备的陶 瓷层表面维氏硬度低、粗糙度大,其表面微凸体被迅 速磨平,引起摩擦副之间实际接触面积变大,进而导 致摩擦系数的快速上升. 而随着石墨烯含量的增 加,可以看到陶瓷层的摩擦系数呈现逐渐降低的趋 势. 当石墨烯体积分数为 0郾 5% 时,其摩擦系数平均 ·609·