Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr_合金材料喷丸强化工艺及摩擦磨损性能研究-USB迷|专注于互联网分享

2024年10月30日发(作者：区丹亦)

·96·

表面技术

SURFACE TECHNOLOGY

第53卷第7期

2024年4月

Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr合金材料喷丸

强化工艺及摩擦磨损性能研究

贺帅，张治民

（中北大学材料科学与工程学院，太原 030051）

摘要：目的提高Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr合金的耐磨性能。方法通过喷丸强化工艺对Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-

0.5Zr合金表面进行处理，在合金表面制备出纳米强化层，随后进行干滑动摩擦磨损试验，探究其喷丸强化

后耐磨性能的改变。利用OM、SEM研究合金表层至内部晶粒尺寸及组织特征的变化。利用电子天平秤测

量摩擦磨损试验前后质量的损失量。利用维氏显微硬度计测量合金强化层深度方向的硬度分布。利用SEM

研究了合金摩擦磨损后的形貌特征，探究其磨损机制。结果对Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr合金进行表面喷丸

处理后，表面分别出现了200~370 μm厚的晶粒细化层，其中喷丸气压为0.4 MPa、时间为40 s的试样的细

晶强化层厚约为250 μm，硬度约为155HV，较原始试样提高了50%左右。结论经喷丸强化后，镁合金表

面发生塑性变形，获得纳米晶。晶粒尺寸从表层到内部逐渐变大，呈现梯度变化，喷丸处理后试样磨损质

量普遍降低，耐磨性能得到提高，其中气压为0.4 MPa、喷丸时间为40 s的试样的耐磨性最好。铸态试样的

摩擦磨损中，磨粒磨损和黏着磨损发挥主要作用，喷丸强化工艺后，磨损机制发生改变，喷丸时间为60 s

时，氧化磨损起主导作用。另外，随着喷丸气压的增大，疲劳磨损由辅助作用逐渐变为主导作用。

关键词：喷丸强化；耐磨性能；Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr合金；纳米晶

中图分类号：TH117 文献标志码：A 文章编号：1001-3660(2024)07-0096-11

DOI：10.16490/.1001-3660.2024.07.010

Shot Peening Process and Friction and Wear Properties

of Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr Alloy

HE Shuai, ZHANG Zhimin

(School of Materials Science and Engineering, North University of China, Taiyuan 030051, China)

ABSTRACT: As an indispensable industrial structural element, magnesium plays a very important role. In current practical

applications, compared with other alloys, magnesium alloy has a low density and a lighter structure, and has been applied in

many fields such as automobiles, electronics, medical treatment, and military weapons. Rare earth magnesium alloys generally

refer to magnesium alloys containing rare earth elements. The comprehensive mechanical properties of magnesium alloys can be

further improved by adding zirconium, aluminum, zinc, rare earth and other elements to pure magnesium, combined with

appropriate processing technology. Magnesium alloy is the lightest metal structural material in engineering applications, which

收稿日期：2023-08-03；修订日期：2023-12-24

Received：2023-08-03；Revised：2023-12-24

基金项目：山西省关键核心技术和共性技术研发攻关专项（2）

Fund：Shanxi Province Key Core Technology and Common Technology R&D Special Project (2)

引文格式：贺帅, 张治民. Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr合金材料喷丸强化工艺及摩擦磨损性能研究[J]. 表面技术, 2024, 53(7): 96-106.

HE Shuai, ZHANG Zhimin. Shot Peening Process and Friction and Wear Properties of Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr Alloy[J]. Surface Technology,

2024, 53(7): 96-106.

*通信作者（Corresponding author）

第53卷第7期贺帅，等：Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr合金材料喷丸强化工艺及摩擦磨损性能研究 ·97·

has the advantages of high specific stiffness, high specific strength and easy recovery. However, magnesium alloys have the

problem of poor wear resistance, which makes them fail in the wear process and shortens their service life, thus limiting the

potential development of magnesium alloys. In order to overcome this problem, it is particularly important to study and improve

the wear resistance of magnesium alloys. Shot peening is an important mechanical surface treatment technology, which can

obtain nanocrystals by hardening or strengthening the surface, improve the wear resistance of materials, and is one of the

effective ways to reduce the fatigue of parts and improve the life of parts. Compared with other mechanical surface treatment

methods, the equipment is simple and low-cost and is not limited by the shape and position of the workpiece, with convenient

operation. Secondly, the controllable plastic deformation can be effectively achieved by shot peening parameters.

In this study, the surface of Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr alloy was treated by shot peening process, and nano-strengthened

layer was prepared on the surface of the alloy, and then dry sliding friction and wear experiments were carried out to explore the

change of wear resistance of the alloy after shot peening. OM and SEM were used to study the changes of grain size and

structure characteristics from the surface to the inside of the alloy, the mass loss before and after the friction and wear test was

measured by electronic balance, the hardness distribution in the depth direction of the strengthened layer of the alloy was

measured by Vickers microhardness tester, and the morphology characteristics of the alloy after friction and wear were studied

by SEM, and the wear mechanism was explored.

The results showed that after the surface peening of Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr alloy, grain refining layers of about 200 to

370 μm appeared on the surface, in which the peening pressure was 0.4 MPa, the time was 40 s, the fine grain strengthening

layer was about 250 μm, and the hardness was about 155HV. Compared with that of the original sample, the hardness was

improved by about 50%, and the strengthening effect was the best. After shot peening, the surface of magnesium alloy has

plastic deformation and nanocrystals are obtained. The grain size gradually increases from the surface to the inside, showing a

gradient change. After shot peening, the wear quality of the sample is generally reduced, and the wear resistance is improved.

The wear resistance of the sample is the best when the pressure is 0.4 MPa and the shot peening time is 40 s. In the friction-wear

of as-cast samples, abrasive wear and adhesive wear play a major role. After the shot peening process, the wear mechanism

changes. When the shot peening time is 60 s, the oxidation wear plays a leading role. In addition, with the increase of shot

peening pressure, fatigue wear gradually changes from an auxiliary role to a leading role.

KEY WORDS: shot peening; wear resistance; Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr alloy; nanocrystalline

镁作为工业上一种必不可少的结构元素，其扮演

的角色相当重要，在目前的实际应用中，与其他合金

相比，镁合金密度小，用其制作的结构件质量更轻，

在汽车、电子、医疗等领域均得到了大量的应用

[1-2]

，

被称为“21世纪绿色结构材料”

[3-5]

。与传统材料相

比，金属镁具有储量大、密度低等天然的优点。稀土

镁合金泛指含有稀土元素的镁合金，通过在纯镁中添

加锆、铝、锌、稀土（Rare Earth，RE）等元素合金

化，并结合适当的加工处理工艺，可以进一步提高镁

合金的综合力学性能。镁合金是工程应用中最轻的金

属结构材料，具有密度低、比刚度高、比强度高、易

加工、易回收等优点。但是，镁合金存在耐磨性能较

差的问题

[6]

，可能不是耐磨材料的理想选择，耐磨性

差会导致镁合金在实际服役过程中存在磨损失效等

问题，从而严重制约镁合金的发展。因此，改善镁合

金的耐磨性能，延长其服役寿命，对镁合金的发展及

应用具有重大的意义。

针对这一问题，已经开发出了许多技术，通过表

面硬化或强化获得纳米晶，以此来改善镁合金的耐磨

[7]

、

性能。常用的表面纳米化技术主要包括喷丸（SP）

超声喷丸（USP）

[8]

、激光喷丸（LSP）

[9]

、表面机械

研磨（SMAT）

[10]

、超声冲击（UI）

[11]

和超声表面滚

压处理（USRP）

[12]

等。喷丸（SP）处理也称喷丸强

化，是一种重要的表面机械处理技术，是减少零件疲

劳，提高寿命的有效方法之一。与其他表面机械处理

方法相比，其设备简单、成本低廉，不受工件形状和

位置限制，操作方便。其次，通过喷丸参数可以有效

地实现可控的塑性变形。

一直以来，一些研究学者努力通过SP来改善各

即使在严重滑

种合金的耐磨性能。Matsui等

[13]

发现，

动磨损条件下，喷丸处理后改善的微观结构也能赋予

喷丸钢更高的耐磨性能。在Zhang等

[14]

关于超声喷丸

处理（USSP）后表面纳米化的AZ31镁合金板材的

摩擦学行为的试验中，经过USSP处理后，在表面形

成了梯度纳米晶结构，耐磨性得到了改善，这是因为

在表面形成的纳米晶体促进表面形成氧化镁斑块，减

少了金属接触，降低了摩擦因数，提高了耐磨性。然

而，研究Mg-Gd系合金表面纳米化及其对耐磨性的

影响还相对较少，因此，本文对Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-

0.5Zr合金表面进行喷丸强化处理，并进行干滑动摩

·98· 表面技术 2024年4月

在稀土镁合金中，Zr元素有着细化晶粒的作用，

Zn元素的加入能够使镁合金形成长期有序堆垛结构

（LPSO相），这种相的存在会大大强化镁合金的性

能，生成的不连续的LPSO相和β'相会大大降低系统

1 材料与工艺

的总能量，使得基面位错产生滑移，进而可以大大提

高合金的塑性

[15]

。图1a为铸态Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-

1.1 材料

0.5Zr合金的金相图。图2为图1b中铸态Mg-9Gd-

3.5Y-2Zn-0.5Zr合金各点处的EDS结果。由图1a可

试验材料取自铸态合金。试样的尺寸为10 mm×

知，铸态Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr合金母材由大多数

10 mm×10 mm。对其表面进行喷丸强化处理，研究其

等轴晶组成，晶体尺寸较为接近，为α-Mg基体，同

微观组织及耐磨性能的变化。其化学成分如表1所示。

时，基体和晶界周围还存在少量第二相。结合图1b

与图2可知，该合金内部除了α-Mg基体外，还有

表1 Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr合金成分

(Gd, Y, Zn)颗粒和不同Mg

(Gd, Y, Zn)相（块状

Tab.1 Composition of Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr alloy

和片层状）组成。这些片层状的相为LPSO相，已被

wt.%

证实为14H组织

[16]

。此外，在块状相的边缘和晶界

Mg Gd Y Zn Zr

处可以看到明亮的析出物。已有学者证实，明亮的析

85 9 3.5 2 0.5

出相为富RE相

[17]

。

擦磨损试验以表征磨损性能，探究其磨损机制。通过

调整喷丸参数，改善Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr合金表

面微观结构，获得良好的耐磨性能。

图1 铸态Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr合金的金相图（a）及其SEM图（b）

Fig.1 Metallographic (a) and SEM images (b) of as-cast Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr (wt.%) alloy

1.2

图2 图1b中铸态Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr合金各点处的EDS结果

Fig.2 EDS results at each point of the as-cast Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr (wt.%) alloy in Fig.1b

表2 喷丸处理具体工艺参数

喷丸强化工艺

Tab.2 Process parameters of shot peening

Air

pressure/MPa

0.4

0.5

0.6

0.7

SP time/s

20, 40, 60, 80

Shot SP

distance/mm diameter/mm

150 0.5

本文对试样的喷丸处理是在气压分别为0.4、0.5、

0.6、0.7 MPa下全部进行20、40、60、80 s的强化处

理。采用平均直径为0.50 mm的铸态钢丸作为喷丸介

质，喷丸距离统一为150 mm。具体喷丸处理工艺参

数如表2所示。

第53卷第7期贺帅，等：Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr合金材料喷丸强化工艺及摩擦磨损性能研究 ·99·

1.3 干滑动摩擦磨损试验

干滑动摩擦磨损试验采用MFT-4000多功能材料

表面性能试验仪。该试验仪以组件的方式实现了对材

料的多种机械性能检测，对铸态Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-

0.5Zr合金及表面喷丸强化后的镁合金进行摩擦磨损

试验。摩擦磨损试验的具体参数为：载荷30 N，时

间15 min，摩擦速度50 mm/min，摩擦轨迹半径5 mm。

试验选取Al

陶瓷球作为摩擦配副，直径为5 mm，

硬度为1 600HV。最终磨损量为3次试验后的平均值。

图3为干滑动摩擦磨损试验示意图。

2 结果与讨论

2.1 喷丸处理后试样的金相显微分析

图4是在气压为0.4 MPa下时间分别为20、40、

60、80 s喷丸处理后试样截面的金相显微（OM）图。

观察试样截面形貌以及相同放大倍数下的显微组织。

喷丸处理后试样沿表层到内部呈现出梯度纳米结构，

大致可分为3个区域：表面附近的细化区域（纳米

区）、细化区域下方晶粒尺寸稍大的残余应力变形区、

未受影响的基体区

[18]

。由图4可知，在喷丸时间为

20 s时，试样表层已经开始出现细小的晶粒，但是厚

度很薄，并且试样表层发生了轻微的塑性变形，厚度

约为200 μm。喷丸时间为40 s时，形变区厚度有所

增大，约为250 μm，塑性变形程度也在增大，表层

覆盖一层细晶区。喷丸时间为60 s时，形变区厚度进

一步增大，厚度约为310 μm。喷丸时间为80 s时形

变厚度约为350 μm，除了表层覆盖一层纳米晶外，

中间残余应力变形区晶粒尺寸均不大，这是气压过小

导致的。试样在喷丸后，随着喷丸时间的延长，样品

表面出现了较大的塑性形变，从而使样品表面的细晶

层与基体的晶粒形态有较大的差别。试样表面到试样

内部晶粒尺寸逐渐增大，细晶层靠近基体部分晶粒大

小变得均匀，无显著改变。

图3 干滑动摩擦磨损试验示意图

Fig.3 Schematic diagram of dry sliding

friction and wear experiment

图4 气压为0.4 MPa不同时间试样的OM图

Fig.4 OM images of samples for different time at a pressure of 0.4 MPa

·100· 表面技术 2024年4月

图5是时间为40 s不同气压处理后试样的OM

图。从图5中可以看到，每个试样的表面都附有形变

层，随着气压的增大，变形层厚度和塑性变形程度有

所增加，气压为0.5 MPa时，变形层厚度略有增加，

表层细晶区厚度约为300 μm。当气压为0.6 MPa时，

变形层厚度约为340 μm。表面出现半径较大的微坑，

中间残余应力变形区晶粒尺寸也有所变小。当气压为

0.7 MPa时，变形层厚度进一步增大，约为370 μm，

表面裂纹也有所增加，中间残余应力变形区的晶粒尺

寸变小且变厚。

图5 时间为40 s不同气压试样的OM图

Fig.5 OM images of samples at different pressure for 40 s

2.2 磨损量分析

磨损量是摩擦磨损试验中能够直观反映材料耐

磨性能的一个参数，同等条件下，材料的耐磨性能越

好，磨损量就越小。图6为铸态试样与不同喷丸处理

时间试样的磨损量，喷丸气压都为0.4 MPa。从图中

可以看出，铸态试样的磨损量最大，耐磨性最差。当

喷丸时间为20 s时，试样磨损量有所下降，但下降的

程度不大，说明其耐磨性有所提高，磨损量较大可能

是由于其形成的纳米层较薄所致。当喷丸时间为40、

60 s时，磨损量比较低，耐磨性较好，其中喷丸时间

为40 s时的耐磨性能最好。当喷丸时间为80 s时，

磨损量较时间为40、60 s时有所上升，可能是由于喷

丸时间的增长，使表面出现了裂纹，导致表面粗糙度

增大，从而使试样耐磨性降低

[19]

。总的来说，经过喷

丸处理的试样的磨损量均小于铸态试样，耐磨性能均

有所提高。

图7为铸态试样与不同喷丸气压试样的磨损量，

喷丸时间都为40 s。从图中可以看出，铸态试样的磨

损量最大，喷丸气压为0.4 MPa时的试样磨损量最小，

耐磨性最好。随着喷丸气压的增大，试样磨损量开始

升高，耐磨性逐渐变差，但仍好于铸态试样。导致这

种结果的原因可能是随着喷丸气压的变大，试样逐渐

产生微裂纹，从而导致表面粗糙度增大，并且随着喷

丸强度的提高，裂纹扩展的深度和影响深度均增加

[20]

。

图6 铸态试样与不同喷丸处理时间试样的磨损量对比

Fig.6 Comparison of wear quality of as-cast samples

and samples for different shot peening time

2.3 平均摩擦因数分析

图8为不同时间段铸态试样与喷丸处理时间试

第53卷第7期贺帅，等：Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr合金材料喷丸强化工艺及摩擦磨损性能研究 ·101·

样的平均摩擦因数。其中喷丸气压均为0.4 MPa。总

体上，经过喷丸处理的试样在不同时间段的平均摩擦

因数均比铸态低，进一步说明了喷丸强化后材料的耐

磨性能得到提高。其中，喷丸时间为20 s的试样在各

个时间段的平均摩擦因数均比其他喷丸时间试样的

平均摩擦因数高，说明喷丸时间为20 s时，试样的耐

磨性较差，但比铸态试样高。另外，喷丸时间为20 s

的试样的平均摩擦因数较高，可能是由于纳米强化层

较薄所致；喷丸时间为40 s的试样的平均摩擦因数最

小，可达0.083 2，说明其耐磨性最好；喷丸时间为

60、80 s的试样的平均摩擦因数相差不多，说明其耐

磨性相差不大。铸态试样与不同喷丸处理时间试样总

的平均摩擦因数如表3所示。

图7 铸态试样与不同喷丸强度试样的磨损量对比

Fig.7 Comparison of wear quality of as-cast samples

and samples under different shot peening loads

图8 不同时间段铸态试样与喷丸处理

时间试样的平均摩擦因数

Fig.8 Average friction coefficient of as-cast

samples in different time periods and samples

in different shot peening time periods

表3 铸态试样与不同喷丸处理时间试样总的平均摩擦因数

Tab.3 Total average friction of as-cast samples and

samples for different shot peening time

As-cast 20 s 40 s 60 s 80 s

0.344 7 0.297 8 0.083 2 0.105 7 0.113 1

图9为不同时间段铸态试样与喷丸处理气压试

样的平均摩擦因数。其中喷丸时间均为40 s。从图9

中可以看出，经过喷丸处理的试样在不同气压下的平

均摩擦因数均比铸态低，说明喷丸强化后材料的耐磨

性能得到提高。其中气压为0.4 MPa时，试样的平均

摩擦因数最低，且各时间段平均摩擦因数呈下降趋

势。气压为0.5 MPa时的试样的平均摩擦因数较气压

为0.4 MPa时的有所增大，但各时间段的平均摩擦因

数仍呈下降趋势，气压为0.6 MPa和0.7 MPa的试样

的平均摩擦因数均较大且相差不大，各时间段的平均

摩擦因数呈上升趋势，气压为0.6 MPa时的试样在7

min左右进入稳定磨损阶段，而气压为0.7 MPa的试

样在6 min左右进入稳定磨损阶段。总的平均摩擦因

数如表4所示。

图9 不同时间段铸态试样与喷丸处理

气压试样的平均摩擦因数

Fig.9 Average friction coefficient of as-cast

samples in different time periods and samples

at different shot peening pressure

表4 铸态试样与喷丸处理气压试样总的平均摩擦因数

Tab.4 Total average friction table of as-cast samples and

samples at different shot peening pressure

As-cast 0.4 MPa0.5 MPa 0.6 MPa 0.7 MPa

0.344 7 0.082 30.137 2 0.229 6 0.233 6

综上，经喷丸强化后，试样的平均摩擦因数均有

所降低，只是降低程度有所不同，其中气压为0.4 MPa

的试样的平均摩擦因数最低，耐磨性最好。由各时间

段平均摩擦因数的趋势可以初步判断，喷丸气压为

0.6 MPa时可对喷丸试样的耐磨性能产生抑制作用，

可能与喷丸表面产生的微裂纹有关

[21]

。另外，相关研

究表明，具有严重细化晶粒和高力学性能的试样通常

表现出较差的耐磨性

[22]

。

2.4 磨损形貌分析

图10a为铸态试样的磨损形貌。可以看出，磨损

试验后铸态试样表面有很多犁沟，且犁沟的痕迹平行

于试样在摩擦试验中的滑动方向。犁沟的形成是由于

摩擦球挤压试样表面的凸起，导致试样表面磨损，即

磨粒磨损。同时磨损试验后还存在尺寸较大的磨粒，

并且这些磨粒发生了聚集，由此可以判断发生了黏着

·102· 表面技术 2024年4月

图10 铸态试样的磨损形貌和磨损面的EDS结果

Fig.10 Wear morphology and EDS results of worn surfaces of as-cast samples:

a) wear morphology; b) EDS results of worn surface

磨损。此外，在磨损试样表面可以看到裂纹现象，这

是由于磨损试样在循环应力下产生疲劳裂纹，即发生

了疲劳磨损。图10b为铸态试样磨损面的EDS结果，

可以发现，磨损面的EDS元素中有O的存在，表明

试样发生氧化磨损，由于O元素含量不高，氧化磨

损较为轻微。综上，在铸态试样的摩擦磨损过程中，

磨粒磨损和黏着磨损发挥着主要作用，疲劳磨损和氧

化磨损起着辅助作用。

图11为气压0.4 MPa不同喷丸时间试样的磨损

形貌。由图11a可知，喷丸时间为20 s时，试样的磨

损表面存在很多犁沟，且犁沟的痕迹平行于试样在摩

擦试验中的滑动方向，说明试样表面发生了磨粒磨

损。磨损表面存在许多细小磨粒，即发生黏着磨损，

但没有发生团聚现象，说明喷丸后试样表面的耐磨性

比铸态的好，喷丸后磨损试样表面同样可以看到裂

纹，但裂纹程度比铸态试样的轻，即表明发生着轻微

的疲劳磨损。从图11a中可以看到局部的轻微的黑色

氧化带，说明发生了氧化磨损。另外，从图12a的

EDS元素分析中，发现O元素的存在，相比铸态，O

元素含量较低，氧化磨损程度较轻。因此，在喷丸时

间为20 s试样的摩擦中，磨粒磨损和黏着磨损发挥着

主要作用，氧化磨损和疲劳磨损起着辅助作用。综上，

喷丸时间为20 s试样与铸态试样相比，黏着磨损和疲

劳磨损相对轻微，喷丸后试样的耐磨性能得到改善。

图11b为气压0.4 MPa、喷丸时间40 s试样的磨

损形貌。可知，喷丸时间40 s试样的磨损表面存在很

多犁沟，但犁沟比铸态试样和喷丸时间20 s试样都

浅，说明试样表面发生了轻微的磨粒磨损。磨损表面

存在细小磨粒，但数量明显减少。喷丸后磨损试样表

面可以看到裂纹，但裂纹也明显减少，说明发生了轻

微的疲劳磨损。另外，从图11b中可以看到局部的黑

色氧化带变多，说明喷丸时间40 s试样的氧化磨损程

度有所增加。从图12b中可以看出，O元素含量比

20 s试样的含量高，但比铸态的含量低。因此，对于

喷丸时间40 s试样，磨粒磨损起着主要作用，疲劳磨

损和氧化磨损起着辅助作用；相比于铸态和喷丸时间

20 s试样，其耐磨性能得到了很大的改善。

图11c为气压0.4 MPa、喷丸时间60 s试样的磨

损形貌。可以得到，喷丸时间60 s试样的磨损表面存

在很多又细又浅的犁沟，可以判断试样表面发生了轻

微的磨粒磨损。磨损表面存在细小磨粒，但数量非常

少。喷完后磨损试样表面裂纹消失，疲劳磨损消失，

表明喷丸处理后试样表面的纳米结构层对裂纹的产

生起到了有效的抑制作用，提高了试样的耐磨性。从

图11c中可以看到黑色氧化带变多，表明氧化磨损的

程度有所增加，对应图12c中，O元素含量进一步变

多，并且含量超过了铸态试样。另外，图中又出现了

局部的磨损磨粒团聚现象，说明局部发生了黏着磨

损。总的来说，对于喷丸时间60 s试样，氧化磨损起

主导作用，黏着磨损和磨粒磨损起着略微的辅助作

用；相比于铸态和喷丸时间20 s试样，其耐磨性能得

到了很大的改善。

图11d为气压0.4 MPa、喷丸时间80 s试样的磨

损形貌。从图中可以得到，喷丸时间为80 s试样的磨

损表面存在很多细长的犁沟，可以判断试样表面发生

了磨粒磨损。磨损表面存在细小磨粒，但数量很少，

并有轻微的团聚现象，说明发生轻微的黏着磨损。喷

完后磨损试样表面又出现微小的裂纹，说明试样表面

发生轻微的疲劳磨损。从图中可以看到黑色氧化带变

多，表明氧化磨损程度进一步加深，与之对应的图

12d中，O元素含量达到最大。另外，图中又出现了

局部的磨损磨粒团聚现象，说明局部发生了疲劳磨

损。总的来说，对于喷丸时间80 s试样，氧化磨损起

主导作用，疲劳磨损、黏着磨损和磨粒磨损起着略微

的辅助作用；相比于铸态和喷丸时间20 s试样，其耐

磨性能得到了很大的改善。

图13a为气压0.5 MPa、喷丸时间40 s试样的磨

损形貌。由图可知，试样的磨损表面存在很多犁沟，

犁沟比气压为0.4 MPa试样的要深（如图11b），试样

表面发生了磨粒磨损。磨损表面存在较少的细小磨

第53卷第7期贺帅，等：Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr合金材料喷丸强化工艺及摩擦磨损性能研究 ·103·

图11 气压为0.4 MPa不同时间试样的磨损形貌

Fig.11 Wear morphology of samples at a pressure of 0.4 MPa for different time

图12 气压为0.4 MPa不同时间试样磨损面的EDS结果

Fig.12 EDS results of the worn surface of sa

mples at a pressure of 0.4 MPa for different time

·104· 表面技术 2024年4月

图13 时间为40 s不同气压试样的磨损形貌

Fig.13 Wear morphology of samples at different pressure for 40 s

粒，从磨损试样表面可以看到裂纹，说明发生了疲劳

磨损。综上，对于气压为0.5 MPa的试样，磨粒磨损

起主要作用，疲劳磨损和氧化磨损起辅助作用；相比

于气压为0.4 MPa的试样，其耐磨性能有所降低。

图13b为气压0.6 MPa、喷丸时间40 s试样的磨

损形貌。由图可得，试样的磨损表面存在很多犁沟，

犁沟进一步加深，试样表面发生了磨粒磨损。磨损表

面存在较少的细小磨粒，但相比于气压为0.5 MPa的

试样，磨粒数量有所增加。从磨损试样表面可以看到

有较多的裂纹，说明发生了疲劳磨损且疲劳磨损进一

步加重。对于气压为0.6 MPa的试样，磨粒磨损和疲

劳磨损起主要作用，氧化磨损起辅助作用；相比于气

压为0.5 MPa的试样，其耐磨性能有所降低。

图13c为气压0.7 MPa、喷丸时间40 s试样的磨

损形貌。由图可得，试样的磨损表面存在很多犁沟，

试样表面发生了磨粒磨损。磨损表面存在较少的磨

粒，但是磨粒的尺寸变大。从磨损试样表面可以看到

有较多的裂纹，说明发生了疲劳磨损，疲劳磨损相比

于气压为0.6 MPa的试样进一步加重。总之，对于气

压为0.7 MPa的试样，磨粒磨损和疲劳磨损起主要作

用，氧化磨损起辅助作用；相比于气压为0.6 MP的

试样，其耐磨性能有所降低。

从图13a~c中均可以看到局部的黑色氧化带，

即都发生着轻微的氧化磨损。从图14的EDS元素

分析中发现，喷丸时间为40 s时，O元素含量相差

不大，说明喷丸气压的变化对试样氧化磨损程度的

影响不大，但总体来说，氧化磨损程度均低于铸态

试样。

图14 时间为40 s不同气压试样的磨损面的EDS结果

Fig.14 EDS results of the worn surfaces of samples at different pressures for 40 s

2.5 磨损机制分析

通过对铸态及喷丸试样的磨损形貌及磨损面的

EDS结果进行分析，可以得出试样的磨损机制。

铸态试样的摩擦磨损中，磨粒磨损和黏着磨损发

挥主要作用，疲劳磨损和氧化磨损起辅助作用，试样

耐磨性较差。喷丸气压均为0.4 MPa，喷丸时间为20 s

的试样主要由磨粒磨损和黏着磨损发挥着主要作用，

氧化磨损和疲劳磨损起辅助作用，耐磨性能有些改

善；对于喷丸时间为40 s的试样，磨粒磨损起主要作

用，疲劳磨损和氧化磨损起辅助作用，耐磨性能得到

了很大的改善；喷丸时间为60 s时，氧化磨损起主导

作用，黏着磨损和磨粒磨损起着略微的辅助作用；喷

丸时间为80 s时，氧化磨损起主导作用，疲劳磨损、

磨粒磨损及黏着磨损起着略微的辅助作用，耐磨性有

所下降，可能是表面出现裂纹所致。

随着喷丸气压的增大，磨损机制也逐渐发生变

化。试样表面一直发生着磨粒磨损，且随着气压的增

大，磨粒磨损程度逐渐加深，并都发生轻微的氧化磨

损。疲劳磨损刚开始起辅助作用，后来随着气压的增

大逐渐起主导作用。试样的耐磨性随着喷丸气压的增

大而逐渐变小，但是耐磨性依旧比铸态试样的耐磨性

要好。

第53卷第7期贺帅，等：Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr合金材料喷丸强化工艺及摩擦磨损性能研究 ·105·

2.6 显微硬度分析

图15为铸态试样与不同喷丸处理时间试样的平

均显微硬度。其中喷丸气压均为0.4 MPa。从图中可

以看出，喷丸处理后，试样的显微硬度明显增加，其

中喷丸时间为40 s的试样表层硬度增加最大。所有喷

丸试样的硬度变化趋势相似，硬度最大处均在表层，

从表层到内部，硬度逐渐降低，最后都到达100HV

左右。喷丸处理试样的强化机制主要是细晶强化和位

错强化

[23-25]

。试样经喷丸处理后，晶粒尺寸降低，硬

度增加，这可通过Hall-Petch 公式（1）来解释，其

中，H表示喷丸处理后试样的硬度，H

为铸态试样的

硬度，K为常数（与材料有关），d为平均晶粒尺寸。

H = H

+ Kd

‒1/2

(1)

由公式（1）可知，当K为正常数时，材料的显

微硬度与平均晶粒尺寸呈负线性相关，因此，平均晶

粒尺寸越小，材料的显微硬度越大

[26-28]

。

图15 铸态试样与不同喷丸处理

时间试样的显微硬度

Fig.15 Microhardness of as-cast samples and

samples for different shot peening time

图16为铸态试样与不同气压喷丸处理试样的显

微硬度。其中喷丸时间均为40 s。从图中可知，试样

经喷丸处理后，显微硬度明显增加，其中喷丸气压为

图16 铸态试样与不同气压喷丸处理试样的显微硬度

Fig.16 Microhardness of as-cast samples and

samples at different shot peening pressure

0.4 MPa的试样表层硬度增加最大。随着气压的增大，

试样的显微硬度有所降低，导致这种结果的原因可能

是随着喷丸气压的变大

[29]

，试样表面逐渐产生微裂

纹，从而影响试样的显微硬度，但是相比于铸态试样，

其显微硬度仍有所提高。

3 结论

1）通过对Mg-9Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr合金进行喷丸

处理，使镁合金表面发生塑性变形，获得纳米晶。变

形层厚度为200~370 μm，晶粒尺寸从表层到内部逐

渐变大，呈现梯度变化。

2）通过对摩擦因数分析，得到喷丸强化处理后

试样摩擦因数普遍降低，耐磨性普遍得到改善，其中

气压为0.4 MPa、喷丸时间为40 s的试样的平均摩擦

因数最低，耐磨性最好。

3）试样经喷丸处理后，显微硬度明显提高，从

表层到内部，显微硬度逐渐降低，最后到达100HV

左右，其中气压为0.4 MPa、喷丸时间为40 s的试样

表面显微硬度最大，强化效果最好。

4）铸态试样的摩擦磨损中，磨粒磨损和黏着磨

损发挥主要作用，喷丸强化工艺后，磨损机制发生改

变，喷丸时间为60 s时，氧化磨损起主导作用。另外，

随着喷丸气压的增大，疲劳磨损由辅助作用逐渐变为

主导作用。

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