Ti6Al4V合金的磨損行為和磨損機制

茅奕舒， 崔向紅， 王樹奇， 李冬升， 楊子潤， 孫 瑜

(1.江蘇大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，江蘇鎮(zhèn)江212013;2.鹽城工學(xué)院材料工程學(xué)院，江蘇鹽城224051)

鈦合金具有耐腐蝕、比強度高等突出優(yōu)點而被稱作“太空金屬”、“海洋金屬”，在航空航天、船舶、化工和汽車等工業(yè)中有著廣泛的應(yīng)用前景［1］。在鈦合金中，以牌號TC4(國際牌號Ti6Al4V)的應(yīng)用最為廣泛，用量約占現(xiàn)有鈦合金生產(chǎn)量的一半［2］。摩擦所導(dǎo)致的磨損是機械設(shè)備失效的主要原因之一［3～5］。而Ti6Al4V合金低的耐磨性，限制了其在摩擦磨損場合下的應(yīng)用［6，7］。

目前，對鈦合金的摩擦磨損性能的研究報道較少，而且通常有報道稱Ti6Al4V合金由于較低的塑性剪切抗力和表面氧化物保護性而具有較差的耐磨性［6～12］。Straffelini和Molinari［8～10］研究了Ti6Al4V合金的干滑動磨損行為，他們認(rèn)為Ti6Al4V合金摩擦層附著力差而脆，故無保護作用。Qiu等［11］研究Ti6Al4V合金的干滑動磨損特性發(fā)現(xiàn)，隨著磨損表面溫度的提高，磨面上形成氧化物 TiO，TiO2和V3O4，而低的耐磨性是由于形成疏松氧化物層。Alam 和 Haseeb［12］對 比 研 究 了 Ti6Al4V 和Ti24Al11Nb合金的干滑動磨損性能，同樣指出Ti6Al4V合金摩擦氧化物不具備保護作用。然而，上述研究對Ti6Al4V合金的耐磨性和摩擦氧化物低的保護性的結(jié)論缺少直接證據(jù)。而對不同溫度下摩擦氧化物的形成和減磨作用以及Ti6Al4V合金在不同溫度下的耐磨性、磨損行為和磨損機制至今尚無報道。本工作對Ti6Al4V進行固溶時效處理，通過干摩擦磨損實驗，研究Ti6Al4V合金在不同溫度下的磨損行為和耐磨性，并探討其磨損機制。

1 實驗過程

實驗材料為Ti6Al4V合金，其主要化學(xué)成分如表1所示。經(jīng)955℃/2h，水冷后+482℃/4h空冷固溶時效處理后，其硬度值為40HRC。

表1 Ti6Al4V合金的主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical composition of Ti6Al4V alloy (mass fraction/%)

干摩擦磨損實驗在MG-2000高溫高速磨損試驗機上進行，溫度由鎳鉻-鎳硅熱電偶和自動控溫裝置控制。銷試樣(φ6mm×12mm)為Ti6Al4V合金，對磨盤(φ70mm×8mm)為 GCr15鋼，硬度為50HRC。實驗溫度分別為25℃，200℃，400℃，載荷分別為50N，100N，150N，200N，250N?；瑒铀俾蕿?m/s，滑動距離為1.2×103m(磨損時間約20min)。實驗前后將銷試樣和磨盤用丙酮清洗干凈并干燥，用精度為0.01mg的電子天平對磨損前后的銷試樣進行稱量，計算其磨損失重來衡量耐磨性。取三次實驗結(jié)果的平均值。采用D/Max-2500/pc型X-ray衍射儀和JSM-7001F型的掃描電鏡(SEM)及隨帶的Inca Energy 350型能譜儀對磨損表面和剖面的物相、形貌和成分進行分析。

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 Ti6Al4V合金在不同工況下的磨損行為

圖1示出不同環(huán)境溫度下Ti6Al4V合金的磨損量與載荷的關(guān)系?？梢钥闯?，環(huán)境溫度25℃時，磨損量隨載荷的增加而逐漸升高。環(huán)境溫度200℃，載荷50～150N之間的磨損量略高于25℃時的情況，載荷大于200N時，磨損量快速升高。環(huán)境溫度400℃，載荷50N時的磨損量與25℃和200℃時接近，然而當(dāng)載荷增至100N時磨損量顯著降低;載荷為100～200N時，磨損量略增，整體低于25℃和200℃下的磨損量，表現(xiàn)出高的高溫耐磨性。當(dāng)載荷高于200N，磨損量又發(fā)生急劇上升，出現(xiàn)輕微磨損向嚴(yán)重磨損轉(zhuǎn)變。

圖1 不同環(huán)境溫度、載荷下Ti6Al4V合金的磨損失重Fig.1 Wear loss of Ti6Al4V alloy as a function of ambient temperature and load

2.2 Ti6Al4V合金磨面的物相分析

圖2為Ti6Al4V合金在不同條件下磨損后磨面的XRD分析結(jié)果。在25℃和200℃下，XRD結(jié)果表明，磨面主要為α-Ti，沒有發(fā)現(xiàn)氧化物(圖2a，b)。400℃，在50N時也沒有氧化物出現(xiàn)，當(dāng)載荷增加至100～200N時，磨面有大量的氧化物Ti8O15和TiO2產(chǎn)生(如圖2c所示)。當(dāng)載荷為250N時，磨面氧化物消失。很明顯，氧化物的出現(xiàn)影響了Ti6Al4V合金的磨損機制，導(dǎo)致不同溫度、載荷下材料的磨損行為差異較大。

圖2 Ti6Al4V合金不同條件下磨面的XRD分析結(jié)果 (a)25℃;(b)200℃;(c)400℃Fig.2 X-ray diffraction patterns for worn surfaces of Ti6Al4V alloy sliding under various conditions(a)25℃;(b)200℃;(c)400℃

2.3 Ti6Al4V合金磨面形貌分析

圖3為不同條件下Ti6Al4V合金的磨面形貌。25～200℃/50N下，磨面呈現(xiàn)典型的黏著痕跡和犁溝(圖3a，c)。隨著載荷增加到100N時，磨面出現(xiàn)撕裂狀塑性變形及磨粒犁溝(圖3b，d)。400℃/ 50N時磨面仍呈黏著磨損痕跡(圖3e);當(dāng)載荷達到

2.4 Ti6Al4V合金磨損剖面分析

圖3 不同條件下Ti6Al4V合金的磨面形貌 (a)25℃/50N;(b)25℃/100N; (c)200℃/50N;(d)200℃/100N/;(e)400℃/50N;(f)400℃/100N;(g)400℃/250NFig.3 Morphology ofworn surfaces of Ti6Al4V alloy sliding under various conditions (a)25℃/50N;(b)25℃/100N; (c)200℃/50N;(d)200℃/100N;(e)400℃/50N;(f)400℃/100N;(g)400℃/250N

圖4和表2給出了不同條件下Ti6Al4V合金的100N時，磨面變得光滑(圖3f)，這可能是磨面出現(xiàn)氧化物的緣故(圖2c)。隨著載荷的增加，磨面出現(xiàn)剝落坑。當(dāng)載荷達到250N時，磨面的形貌與存在氧化物的磨面完全不同。由XRD結(jié)果可知，磨損氧化物基本消失(圖2c)，磨面發(fā)生較顯著的塑性變形(圖3g)。磨損剖面的分析結(jié)果?？梢钥闯觯诓煌瑮l件下磨損時，Ti6Al4V合金磨損表面上均形成摩擦層，所形成摩擦層的成分、厚度及性能隨磨損條件不同而發(fā)生改變。在溫度25～200℃時摩擦層幾乎不含氧或含極微量的氧，而400℃時摩擦層含較多的氧。這與圖2的XRD結(jié)果是一致的。在低載時(50N)，隨著溫度提高，摩擦層從8μm增加到20μm。而高載時，不同溫度下摩擦層均可達到20μm。然而，在較低溫度(25～200℃)或較低載荷(50N)下，摩擦層硬度與基體硬度相近，僅略高于基體。而在400℃/ 100～200N摩擦?xí)r，摩擦層(565HV)的硬度明顯高于基體(310～355HV)硬度?？梢酝茰y，高硬度的摩擦層具有較高的抗磨性，由此不難理解400℃/100～200N時Ti6Al4V合金具有低的磨損量。

圖4 不同條件下Ti6Al4V合金的剖面形貌和EDS線分析 (a)25℃/100N;(b)200℃/100N;(c)400℃/100NFig.4 Morphology and EDS line analysis of subsurface of Ti6Al4V alloy sliding under various conditions (a)25℃/100N;(b)200℃/100N;(c)400℃/100N

表2 Ti6Al4V合金在不同條件下磨損過程中摩擦層的厚度和硬度Table 2 Thickness and hardness of tribo-layer in Ti6Al4V alloy under various conditions

3 討論

近來，一些研究報道了關(guān)于Ti6Al4V合金在不同滑動速率和載荷下的磨損行為和磨損機制［8～12］。Straffelini和Molinari系統(tǒng)地研究了Ti6Al4V合金在不同滑動速率和載荷下的磨損機制［8～10］。研究發(fā)現(xiàn)隨著滑動速率的增加出現(xiàn)了氧化磨損到剝層磨損的轉(zhuǎn)變，表面氧化物也更易剝落，從而導(dǎo)致Ti6Al4V合金耐磨性下降。Qiu等［11］研究了在較高的滑動速率下摩擦熱對Ti6Al4V合金摩擦磨損行為的影響。發(fā)現(xiàn)隨著磨損溫度的升高，在磨損表面生成了氧化物TiO，TiO2和V3O4。他們認(rèn)為隨著滑動速率的升高，Ti6Al4V合金磨損性能降低的原因是形成了疏松的氧化物層。Alam和Haseeb［12］研究了Ti6Al4V和Ti24Al11Nb合金與淬火鋼進行干摩擦磨損特性，指出Ti6Al4V合金耐磨性能差是由于剝落嚴(yán)重; Ti24Al11Nb合金較低的磨損率與這種合金保護層上形成的TiNb氧化物有關(guān)。這種磨損是由黏著和磨粒兩方面共同作用導(dǎo)致而非磨損氧化物的影響。

經(jīng)XRD檢測和磨面形貌分析可知，在25℃和200℃下，Ti6Al4V合金在磨損過程中磨面均未生成氧化物，說明鈦合金具有較強的抗氧化性。在25℃和200℃下，磨面均呈現(xiàn)典型的黏著痕跡和犁溝形貌，磨損機理為黏著磨損和磨粒磨損。400℃下的磨損情況與25～200℃下的情況差異較大。400℃/50N時，磨面仍呈現(xiàn)黏著痕跡，這時無氧化物生成，故仍為黏著磨損。當(dāng)載荷在100～200N之間時，磨面有大量的Ti8O15和TiO2生成，氧化物的出現(xiàn)明顯對磨面起到保護作用，磨損失重明顯降低，且在100N時出現(xiàn)了最低磨損率。這時磨面出現(xiàn)大量的氧化層和少量的剝落坑，為輕微氧化磨損。由于氧化物的減磨作用，在100～200N載荷間磨損失重增加緩慢;當(dāng)載荷繼續(xù)升高到250N時，由于鈦合金發(fā)生較大塑性變形，導(dǎo)致磨面氧化物大量剝落直到消失，磨面出現(xiàn)顯著的塑性流變痕跡。

從磨面的剖面分析可以看出，Ti6Al4V合金在磨損過程中均可以形成摩擦層。其形成是由于磨屑在磨面之間受到反復(fù)擠壓甚至燒結(jié)，使得表面與基體性質(zhì)不同，屬于典型的機械混合層。磨面XRD衍射譜中Ti衍射峰明顯寬化，說明在摩擦層中晶粒細(xì)化、缺陷密度升高并有較高的微觀應(yīng)力存在。然而，在25～200℃時，這樣的摩擦層與基體的性能是相近的，并沒有對磨損產(chǎn)生減磨作用。而在400℃/ 100～200N時摩擦氧化物出現(xiàn)在摩擦層時，摩擦層的性能顯著提高，其硬度為565HV，明顯高于基體硬度，這樣硬而厚的摩擦層存在，對基體磨損產(chǎn)生顯著的減磨作用。

許多研究者認(rèn)為鈦合金具有低的耐磨性，并把其歸因于摩擦氧化物不具有保護作用［6～12］。然而通過分析可知，鈦合金在一定條件下具有高耐磨性，如其高溫耐磨性，而且當(dāng)摩擦氧化物達到一定量時具有顯著的減磨作用。

4 結(jié)論

(1)25℃時，磨損量隨載荷的增加逐漸升高; 200℃的磨損量高于25℃，并且在200N時開始顯著增加;400℃/50～100N，磨損率降至最低，隨后磨損率略有提高，200N后又明顯升高，其磨損量明顯低于25～200℃下的磨損量?？梢?，Ti6Al4V合金具有高的高溫耐磨性。

(2)從磨面的XRD和SEM分析結(jié)果可知，25～200℃下磨面無氧化物生成，屬黏著磨損和磨粒磨損;400℃/100～200N出現(xiàn)氧化物，氧化物主要是Ti8O15和TiO2，為氧化輕微磨損。

(3)磨損過程中形成的摩擦層為機械混合層，其成分、厚度及性能因?qū)嶒灄l件不同而不同，當(dāng)400℃/100～200N時，機械混合層中含有氧化物Ti8O15和TiO2，這樣硬的機械混合層具有顯著的減磨作用。

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