空泡溃灭与Al2O3颗粒联合作用下的材料强化模型及实验验证

刘 磊, 张 磊, 李龙海, 于 萍, 郭华锋

(徐州工程学院 机电工程学院, 江苏 徐州 221018)

引言

镁及其合金由于其可降解特性,是潜力巨大的绿色金属工程材料[1],可作为轻量化材料用于航空航天、汽车等领域,研究表明,传统汽车每降低100 kg,百公里油耗可减少0.7 L左右,CO2的年排放量将减少30%以上[2]。但是,镁合金在绝对强度、硬度、耐磨性等方面仍远低于传统金属材料[3],成为制约其广泛应用的瓶颈问题。

近年来,镁等轻质合金的强化方法得到了广泛关注[4-6],常规方法是通过机械喷丸对镁合金疲劳性能进行强化[7]。一些研究[8-9]启发于空泡溃灭的气液冲击作用,发现这种作用方式类似于喷丸,但是对于复杂零部件的强化效果更佳。这种强化的原理在于:空泡溃灭产生的高速微射流作用于材料表面,作用效果等效于水锤[10],它的冲击作用增强了表面残余压应力,进而提高了力学性能[11]。

材料表面的形貌、织构、晶粒尺寸等因素能够影响其性能,因此在水中加入Al2O3纳米颗粒,一方面实现空泡溃灭强化,另一方面依靠微射流使Al2O3颗粒渗入镁合金实现强化。

1 模型建立及特性分析

建立了两种强化作用模型,分别进行研究,如图1所示。

图1 两种作用模型Fig.1 Two action models

1.1 流体动力学方程

空泡溃灭后主要以“微射流+放热”的形式释放能量,为简化模型,假设溃灭过程绝热。

模型a:空泡强化模型,空泡溃灭的能量转化为微射流的动能。

模型b:耦合强化模型,空泡溃灭的能量经微射流转化为纳米颗粒的动能。

微射流的运动满足质量守恒,形式为:

(1)

其中,ρ为密度,t为时间,vx,vy,vz为速度矢量在x,y,z方向的分量。表明单位时间内微元体中质量的增加量等于同一时间内流入微元体的净质量。

根据N-S方程,流体微元在运动过程中的体积力、压差力、黏性力和惯性力平衡。

(2)

从式(2)可以看出,黏性力对微射流占主导作用、

流场对微射流的阻滞作用明显,水中100 μm的距离足以使微射流速度从初始时的755 m/s降至2.5 m/s[12]。

结合式(1)可以看出,微射流能量损失等于克服液体阻力做功,由动能定理可得[13]:

(3)

式中,L—— 空泡中心到样品表面的距离

Rc—— 空泡溃灭的瞬时半径

H—— 空泡中心离颗粒壁面的距离

能够看出,当处于模型a时,由于不存在Al2O3颗粒,积分上限由H变为L。但由于空泡溃灭的位置距壁面较近(微米级),所以H与L的数值极小。因此,模型a与模型b在能量损失上近似相等。所以可以认定:同一空泡源、相同时间内,两种模型下样品所受到的作用能量相当。

1.2 强化作用及破坏原理

两种模型均有强化作用,但时间过长会起到反效果,如图2所示。

图2 两种模型的强化作用及破坏原理Fig.2 Strengthening and failure principles of two models

模型a:镁合金置于纯水溶液中,依靠空泡在近壁面溃灭产生的能量冲击实现强化。强化阶段, 由于微射流作用,样品表面出现凹坑、且由于溃灭放热会伴随元素化学态的变化,最终由于作用时间较长导致表面形貌被空蚀破坏。

模型b:在第一种模型基础上,将Al2O3纳米颗粒加入纯水中,在空泡溃灭微射流作用下,Al2O3颗粒冲击镁合金表面并渗入其中,实现强化,最终同样由于冲击时间较长而产生破坏。

对比两种作用模型可以看出,由于Al2O3颗粒本身性能较好,因此合适的作用参数下,模型b具有更优良的强化效果。

2 实验方法

实验采用SLQS1000超声波空化实验机进行,如图3所示,以AZ31镁合金为实验对象,其尺寸为20 mm×20 mm×0.5 mm,表面抛光处理;Al2O3颗粒平均尺寸小于50 nm。空化实验机超声功率500 W,超声频率20 kHz,变幅杆直径15 mm,距离镁合金表面1 mm;设定温度20 ℃。

图3 实验演示图Fig.3 Experimental demonstration diagram

实验研究过程:两种作用模型分别进行5, 10, 15, 20 min实验。首先分析同时间下不同模型的强化效果及影响;其次分析从强化到破坏的过程。以此验证上文所提出的模型。

采用扫描电镜(FEI Inspect F50)研究表面形貌,X射线衍射仪(布鲁克D8 advance)分析物相组成,X射线光电子能谱仪(EscaLab 250Xi)分析化学态变化。

3 结果与讨论

3.1 作用方式的影响

图4为样品分别采用了空泡强化与耦合强化方法,在进行了5 min作用后的表面SEM形貌。

图4 不同强化方式作用5 min的表面形貌对比Fig.4 Comparison of surface morphology of different strengthening methods for 5 min

由图4a可以看出,在单纯空泡作用下,样品表面出现圆形凹坑,分布不均匀,凹坑直径在1～10 μm之间,这是由空泡溃灭产生的微射流冲击造成的,并且由于微射流的冲击方向、强度和空泡溃灭的位置相关,因此作用于镁合金表面的效果不同,导致凹坑尺寸相差较大。而图4a中1 μm比例尺下的形貌特征是由溃灭放热所导致的。

如图4b与图4a区别明显,在空泡-Al2O3颗粒的耦合作用下,样品表面出现了尺寸较为均匀的凹坑,为8～10 μm,且凹坑内部出现了小于100 nm的颗粒,初步推测为Al2O3颗粒渗入样品表面。由于强化过程中Al2O3颗粒的参与,空泡溃灭的能量并不直接作用于镁合金表面,而是经过了Al2O3颗粒的缓冲,因此凹坑与其相邻区域更加连贯平滑[14];同时Al2O3颗粒渗入镁合金后也增强了表面性能。由此证明了图2模型所提出的强化作用过程是正确的。且图4b中1 μm比例尺下的形貌特征与纯空泡强化下明显不同,表明空泡溃灭放热大部分被Al2O3颗粒吸收,从而对样品表面微观形貌影响较小。

为进一步证明Al2O3颗粒的渗入,样品物相谱如图5所示。

图5 镁合金XRD谱Fig.5 XRD spectra of magnesium alloy samples

由图5可以看出,原始样品和经过强化作用之后的物相组成一致,但是含量发生了较大变化,根据文献[15-17]可知,图中最高衍射峰为Al2O3。可以看出,两种强化后Al2O3的含量均明显增加,但耦合强化后的Al2O3含量更多,证明除了金属Al转化为Al2O3外,还有Al2O3颗粒渗入样品。

镁合金在两种强化模型下的镁、铝的XPS谱如图6所示。

图6 XPS高分辨谱图Fig.6 XPS high-resolution spectrum

由图6a可知,空泡强化和耦合强化后镁元素的峰值结合能分别为1303.6 eV和1303.1 eV,对应位置为金属镁[18]。对于原始镁合金样品,由于其暴露于空气中,产生了氧化镁,因此其峰值结合能为1303.9 eV,根据文献[18]可知, 正是氧化镁, 表明这两种强化方式均会对表面氧化镁产生剥离效果,故而暴露出下层的金属镁。

由图6b可知,空化强化和耦合强化的铝元素结合能相同,但强度差距较大。原始镁合金样品结合能72.7 eV,为金属铝;空泡强化后,结合能74.5 eV,金属铝失电子转化为三价铝,以三氧化二铝形式存在。因此,相对于原始镁合金样品,空泡强化后结合能产生变化,峰值强度未变,即铝元素价态变化但含量不变;而耦合强化后峰位同样位于74.5 eV,但能量更大,说明除金属铝转化为三氧化二铝外,Al2O3颗粒也渗入样品中,导致铝元素含量增大,如表1所示。由此再一次验证了图2所示的两种模型强化作用的正确性。

表1 Al元素含量占比Tab.1 Al element content

由于铝元素在镁合金中存在多种价态,因此对其进行分峰拟合分析,如图7所示。

图7 Al2p分峰拟合曲线Fig.7 Al2p peak fitting curve

由图7可知,原始样品存在三个波峰,72.63, 74.92, 76.06 eV,分别对应了为金属铝、三氧化二铝、以及二者的混合物。空泡强化、耦合强化分别对应了74.18, 74.75, 73.98, 74.72 eV四个结合能位置,均为三氧化二铝。由文献[19]可知,铝氧四面体结合能约为73.8±0.4 eV,铝氧八面体结合能约为74.5±0.4 eV,因此表明经过两种强化后的样品中铝元素都是以三氧化二铝的形式存在,但是配位方式不同。

表面硬度及粗糙情况对比如图8所示。由图可见,两种模式分别强化5 min后,均出现硬度提高,但耦合强化效果更为明显,为29.1 HV,空泡强化仅提高11.4 HV。表明性能强化不仅与表面形貌的改善相关,Al2O3颗粒的加入同样对强化效果起到了显著作用,图8c能明显看出Al2O3颗粒渗入,而图8b则明显看出空泡溃灭冲击产生的蜂窝凹坑。

图8 作用时间5 min的样品表面硬度及粗糙情况对比Fig.8 Comparison of surface hardness and roughness of samples treated for 5 min

3.2 作用时间的影响

两种方式长时间作用后,会导致表面形貌的破坏、性能降低,如图9所示。

图9 不同作用时间下的表面形貌Fig.9 Surface morphologies under different acting times

由图9能够看出,随着作用时间的增长,两种作用方式下样品表面均逐渐出现形貌破坏特征,尤其从15 min开始,表面形貌的破坏加剧。

结合图4a对比图9a、图9b、图9c可以看出,空泡作用10 min后,样品表面由于微射流产生的微凹坑增多且尺寸加大,并逐渐连通,至20 min时凹坑基本完全相互连通。

对比图4b、图9d、图9e、图9f可以看出,耦合作用方式对样品从强化到破坏的过程与空泡作用的过程类似,10 min后样品表面形貌开始出现破坏,Al2O3颗粒与样品表层的结合能力下降,大部分颗粒逐渐脱离样品。

由此证明了图2模型所提出的破坏作用过程是正确的。随着表面的破坏,Al2O3颗粒脱离,样品物相组成基本不变,但Al2O3含量随作用时间增长而降低,如图10所示。

图10 不同作用时间下样品XRD谱Fig.10 XRD spectra of samples under different action times

由图10可以看出,经长时间耦合作用后的Al2O3含量明显降低、并逐渐与空泡作用下Al2O3的含量相当,表明Al2O3颗粒已经脱离样品表面。且Al元素的化学态也逐渐和空泡作用结果类似,如图11所示。

图11 不同作用时间下Al2p的XPS谱图Fig.11 XPS spectra of Al2p at different acting times

可以看出,尽管作用时间不同,但两种强化模型下镁合金中Al的结合能位置大致相同,表明其化学态未发生变化。10～15 min,峰值降低明显,Al3+大幅减少;15～20 min,空泡作用的峰值反超耦合作用,但相差并不明显,如表2所示。

硬度随作用时间的变化如图12所示。

图12 硬度随强化时间的变化Fig.12 Hardness changes with strengthening time

由图12可知,两种作用方式对样品的强化作用呈现高斯分布,5～10 min效果较好,随后硬度降低速度明显加快,且耦合作用下降的速度更快,由图9可知此时开始逐渐破坏逐渐增大,表明硬度与样品形貌、以及Al2O3颗粒相关。

4 结论

(1) 建立了空泡强化模型,依靠空泡在样品的近壁面溃灭产生能量实现冲击强化。强化阶段,样品表面形成微小凹坑且伴随化学态的变化;破坏阶段,由于作用时间较长导致形貌破坏。通过实验证明,表面微凹坑是性能强化的关键因素且Al金属态转变为氧化态也是重要的影响因素,随着作用时间的增长,表面形貌被空蚀破坏,出现性能降低。

(2) 建立了空泡-Al2O3颗粒耦合强化模型,Al2O3颗粒在微射流作用下撞击镁合金表面、并渗入其中,实现强化;最终由于冲击时间较长而产生破坏,Al2O3颗粒脱离样品表面。通过实验证明,相较于空泡强化作用模型,Al2O3颗粒渗入样品表面是其性能提高的主要因素,且随着作用时间增长,Al2O3颗粒脱离样品表面,性能降低。