鐘 華，岳 赟，金飛翔，谷 曼

(1.合肥學(xué)院 先進(jìn)制造工程學(xué)院，合肥 230061；2.河南科技大學(xué)，高端軸承摩擦學(xué)技術(shù)與應(yīng)用國(guó)家與地方聯(lián)合重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，河南 洛陽(yáng) 471003)

0 引 言

金屬鈦(Ti)及鈦合金作為一種典型的輕金屬材料，由于其優(yōu)秀的綜合性能，如高比強(qiáng)度[1]，良好的耐腐蝕性[2]以及優(yōu)異的生物相容性[3]，常作為結(jié)構(gòu)部件廣泛應(yīng)用于航空航天、汽車工業(yè)、遠(yuǎn)洋船舶以及外科醫(yī)療等行業(yè)。[4]隨著近年來(lái)鈦合金制備技術(shù)的優(yōu)化及加工水平的提高，鈦合金作為活動(dòng)部件愈發(fā)受到國(guó)內(nèi)外科研工作者的關(guān)注。例如，美國(guó)能源部在研制新型節(jié)能重型卡車時(shí)，考慮使用新型鈦合金作為盤(pán)式制動(dòng)器轉(zhuǎn)軸材料。[5]然而，由于鈦合金的硬度偏低，在服役過(guò)程中容易發(fā)生磨損失效導(dǎo)致機(jī)械故障。據(jù)統(tǒng)計(jì)，鈦合金零件的使用過(guò)程中80%的零件失效是由磨損導(dǎo)致的。[6]因此，開(kāi)發(fā)一種新型鈦合金，使其具有良好力學(xué)性能的同時(shí)提高其耐磨性，對(duì)于提高鈦合金的服役壽命，擴(kuò)大鈦合金的適用范圍十分重要。

通過(guò)合金化的方式是強(qiáng)化金屬的一種重要方式。金屬鋯(Zr)與金屬鈦屬于同一族元素，具有相似的理化性質(zhì)的特征，二者原子外層電子構(gòu)造類似，點(diǎn)陣類型相同，原子半徑相近，可完全互溶。因此，若能利用金屬鋯與金屬鈦強(qiáng)烈的固溶強(qiáng)化作用，對(duì)于提高材料的性能是十分有益的?；诖?，燕山大學(xué)劉日平課題組成功制備開(kāi)發(fā)了一系列具有高強(qiáng)高韌特點(diǎn)的新型鈦鋯基合金體系[7]，以其中的Ti-Zr-Al-V系列合金為例，其最大抗拉強(qiáng)度可高達(dá)1700 MPa，比強(qiáng)度最高可達(dá)370(MPa/ (g/cm3))，同時(shí)擁有比傳統(tǒng)鈦合金更高的硬度。[8]

目前，新型鈦鋯基合金的研究主要集中在其微觀組織演化及其力學(xué)性能，尚缺乏其摩擦學(xué)行為的研究數(shù)據(jù)，會(huì)大大限制其作為活動(dòng)部件使用的潛力。本文通過(guò)對(duì)鈦鋯基合金在大氣環(huán)境下不同載荷和滑動(dòng)速度的摩擦學(xué)性能測(cè)試，獲得其在相應(yīng)條件下的摩擦系數(shù)及磨損率。結(jié)合其磨痕形貌觀察，分析其摩擦學(xué)行為的演化規(guī)律。以期降低鈦鋯基合金服役過(guò)程中的磨損危害，擴(kuò)大其使用范圍，為其作為活動(dòng)構(gòu)件進(jìn)行使用提供一定的理論基礎(chǔ)和數(shù)據(jù)支持。

1 實(shí) 驗(yàn)

1.1 鈦鋯基合金制備及熱處理

本文以鈦鋯基系列合金中的Ti-20Zr-6.5Al-4V(wt. %)合金(以下簡(jiǎn)稱T20Z合金)為研究對(duì)象，具體化學(xué)成分如表1所示。T20Z合金具體的制備方法主要分為熔煉和鍛造兩個(gè)步驟。熔煉的具體過(guò)程為：首先將原材料金屬鈦(純度為99.7%)、金屬鋯(純度為99.5%)、金屬鋁(純度為99.9%)和中間合金50Al50V清理干凈后壓制成短棒狀塊料。之后，把壓制的原料塊焊接成自耗電弧爐的電極，并放入真空自耗電弧爐(生產(chǎn)廠家：寶雞力興鈦業(yè)有限公司，熔煉爐型號(hào)：ZHT-001)中進(jìn)行熔煉。為了使合金錠成分均勻，熔煉的過(guò)程中對(duì)合金鑄錠需要反復(fù)熔煉兩至三次。接著，對(duì)上述熔煉后的合金錠進(jìn)行鍛造后并車削，獲得試驗(yàn)所需的合金棒材的尺寸，其具體鍛造過(guò)程示意圖如圖1所示。為了防止鈦鋯基合金在高溫下發(fā)生氧化影響其性能，將長(zhǎng)200 mm，直徑45 mm的合金鍛棒置于SK-G06143型真空氣氛管式熱處理爐進(jìn)行真空熱處理，升溫速率為10K /min，熱處理溫度分別為1073，1173和1273 K，保溫90 min后隨爐冷卻。利用電火花線切割機(jī)將其切割成厚度為4 mm的圓片，并對(duì)其表面進(jìn)行磨削加工作為盤(pán)試樣進(jìn)行使用。

表1 T20Z合金化學(xué)成分

圖1 T20Z合金鍛造工藝流程示意圖

1.2 摩擦學(xué)性能測(cè)試

利用美國(guó)RTEC公司生產(chǎn)的MFT-5000型球—盤(pán)式摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)，選用9Cr18不銹鋼合金球作為對(duì)磨副在室溫條件下對(duì)T20Z合金進(jìn)行摩擦學(xué)測(cè)試。該摩擦試驗(yàn)機(jī)具有測(cè)量法向載荷和摩擦力的Fz和Fx兩個(gè)載荷傳感器，利用μ=Fx/Fz來(lái)計(jì)算實(shí)時(shí)的摩擦系數(shù)。在測(cè)試過(guò)程中，球試樣保持不動(dòng)，T20Z合金盤(pán)試樣按照設(shè)定的轉(zhuǎn)速進(jìn)行旋轉(zhuǎn)，當(dāng)試驗(yàn)時(shí)間達(dá)到設(shè)定的時(shí)間時(shí)，試驗(yàn)機(jī)自動(dòng)停止，并將試驗(yàn)過(guò)程中摩擦系數(shù)的數(shù)據(jù)自動(dòng)導(dǎo)出。摩擦學(xué)測(cè)試的具體參數(shù)如表2所示。摩擦試驗(yàn)后，通過(guò)失重法測(cè)定T20Z合金的磨損率，其中T20Z合金的密度為4.82 g/cm3。

表2 T20Z合金摩擦學(xué)試驗(yàn)參數(shù)

1.3 微觀組織及形貌測(cè)試與表征

用X射線衍射儀(Rikagu D/Max 2500，Cu靶，Kα特征波長(zhǎng)=1.5406埃)對(duì)鍛態(tài)及熱處理態(tài)的鈦鋯基合金進(jìn)行物相分析。使用光學(xué)顯微鏡(Axiovert 200 MAT)觀察經(jīng)不同熱處理后的T20Z合金的金相組織。用非接觸式光學(xué)三維形貌儀對(duì)其磨痕形貌進(jìn)行表征。用掃描電子顯微鏡(Hitachi S-3400N)對(duì)磨痕形貌進(jìn)行觀察及能譜分析。

2 結(jié)果與討論

2.1 T20Z合金物相分析

圖2為T(mén)20Z合金初始態(tài)(鍛態(tài))及不同溫度熱處理后的X射線衍射圖。由圖中可以發(fā)現(xiàn)不同狀態(tài)下T20Z合金的衍射圖譜中除了α-Ti相和β-Ti相對(duì)應(yīng)的衍射峰之外，沒(méi)有發(fā)現(xiàn)其它如金屬間化合物的峰出現(xiàn)。這說(shuō)明在T20Z合金中金屬鈦與金屬鋯完全互溶并形成固溶體，并沒(méi)有金屬間化合物生成。

圖2 不同狀態(tài)T20Z合金的X射線衍射圖譜

圖3(a)-(c)為T(mén)20Z合金經(jīng)不同溫度退火后的金相組織圖。圖3(a)為T(mén)20Z合金經(jīng)過(guò)1073 K退火后的金相組織形貌?？梢钥闯銎渲饕詿o(wú)序的α細(xì)長(zhǎng)板條和β晶粒為主要特征的典型魏氏體組織形貌。隨著退火溫度的升高，β晶界逐漸消失的同時(shí)原先細(xì)長(zhǎng)的α板條變粗變短，當(dāng)熱處理溫度達(dá)1273 K時(shí)，α板條厚度最大，長(zhǎng)度最小，如圖3(c)所示。圖3(d)為經(jīng)過(guò)不同溫度退火后，α板條的長(zhǎng)度與寬度比值的變化趨勢(shì)圖。圖中所示的α板條的變化趨勢(shì)可能與兩個(gè)因素有關(guān)：(1)隨著熱處理溫度提高，某一個(gè)α相長(zhǎng)大后相互交織，約束了其它α相沿著其長(zhǎng)度方向上的生長(zhǎng)，進(jìn)而使得α相優(yōu)先沿著阻礙較小的寬度方向長(zhǎng)大，使得α相長(zhǎng)度方向減小而寬度方向增大；(2)新析出的α相沿著其慣習(xí)面生長(zhǎng)，與初生α相存在一定的位向關(guān)系，因此新析出的α相沿長(zhǎng)度生長(zhǎng)被阻礙而使得L/W值減小。

2.2 T20Z合金摩擦學(xué)性能分析

2.2.1 T20Z合金的摩擦系數(shù)及磨損率

圖4為不同載荷條件下，T20Z合金-9Cr18不銹鋼摩擦系統(tǒng)在0.59 m/s滑動(dòng)速度下的平均摩擦系數(shù)和磨損率。圖4(a)表明在該滑動(dòng)速度下，經(jīng)過(guò)不同的溫度熱處理后，摩擦系數(shù)隨著載荷的增大而減小。在載荷為10 N條件下，摩擦系數(shù)在0.320到0.335范圍內(nèi)波動(dòng)，而當(dāng)載荷增加到30 N時(shí)，摩擦系數(shù)0.286到0.292范圍內(nèi)波動(dòng)。在該條件下，摩擦系數(shù)不隨載荷增加而單調(diào)遞增，這是由于在摩擦氧化物的

圖3 經(jīng)過(guò)(a) 1073 K, (b) 1173 K和(c) 1273 K退火后金相組織；(d)為不同退火溫度后α板條的L/W

圖4 不同條件下T20Z合金平均摩擦系數(shù)和磨損率

產(chǎn)生所引起的。在摩擦實(shí)驗(yàn)過(guò)程中，摩擦產(chǎn)生的熱量使得T20Z合金的表面形成氧化物(如TiO2-x)，這些氧化物的產(chǎn)生可以有效地減小合金的摩擦系數(shù)[9]。由于低速輕載條件下產(chǎn)生的摩擦熱較少，摩擦氧化物含量較低，對(duì)降低合金摩擦系數(shù)的影響較小。而當(dāng)載荷增大時(shí)，摩擦氧化物含量提高，摩擦系數(shù)降低。圖4(b)為該速度下T20Z合金盤(pán)的磨損率。由圖可知，T20Z合金盤(pán)的磨損率變化與摩擦系數(shù)的變化趨勢(shì)相反，隨著載荷的增加，T20Z合金的磨損率增加。在載荷為30 N時(shí)磨損率達(dá)到最大，最大值為4.5×10-3mm3/m～5.0×10-3mm3/m左右。主要由于在較小載荷下，材料表面的氧化層盡管很薄，但對(duì)材料的起到了一定的保護(hù)作用，減少材料與不銹鋼球的接觸，降低了磨損。而隨著載荷的增加，盡管氧化層厚度增加，但由于氧化層是由滑動(dòng)摩擦過(guò)程中形成的，氧化層與材料基體的結(jié)合強(qiáng)度不高，在較大的載荷下很容易發(fā)生剝離，發(fā)生嚴(yán)重的剝離磨損，從而導(dǎo)致磨損率的增大。由于經(jīng)不同溫度熱處理后，T20Z合金在不同滑動(dòng)速度下的摩擦系數(shù)及磨損率變化趨勢(shì)一致，故選取經(jīng)1273 K熱處理后的T20Z樣品進(jìn)行分析。圖4(c)是不同滑動(dòng)速度條件下T20Z合金的平均摩擦系數(shù)。在0.59 m/s, 10 N時(shí)T20Z合金的摩擦系數(shù)要大于載荷較大時(shí)的摩擦系數(shù)。隨著速度由0.59 m/s增大到0.78 m/s，摩擦系數(shù)均降低，這與材料摩擦過(guò)程中氧化層的形成有關(guān)。而在速度進(jìn)一步增大到0.98 m/s，載荷較大時(shí)，摩擦系數(shù)的變化趨勢(shì)發(fā)生變化，隨著載荷的增大摩擦系數(shù)逐漸增大。同時(shí)，載荷較大的條件下材料的摩擦系數(shù)要大于載荷較小時(shí)的摩擦系數(shù)。這是因?yàn)榇藭r(shí)氧化層被剝離，其對(duì)T20Z合金的保護(hù)作用降低甚至消失，導(dǎo)致摩擦系數(shù)的上升。圖4(d)為不同速度下T20Z合金盤(pán)的磨損率。由圖中可以看到，在各退火溫度下，磨損率的變化趨勢(shì)基本一致。在任一載荷條件下，T20Z合金盤(pán)磨損率均是先隨速度的增大而小幅度減小，隨著速度的進(jìn)一步增大，磨損率開(kāi)始顯著地增大。在磨損機(jī)制(圖5)及磨痕的三維形貌(圖6)介紹中均可以證明這一變化趨勢(shì)。

2.2.2 T20Z合金的磨損形貌分析

經(jīng)過(guò)摩擦磨損試驗(yàn)后，材料表面會(huì)出現(xiàn)磨痕，如圖5所示，通過(guò)分析磨痕形貌，可以判斷T20Z合金的磨損機(jī)制。圖5(a)為速度為0.59 m/s，載荷為10 N時(shí)，T20Z合金盤(pán)的磨痕形貌。此時(shí)的磨痕形貌顯示T20Z合金表面主要有刮擦產(chǎn)生的深度較淺寬度較細(xì)的犁溝，同時(shí)，犁溝附近分布著細(xì)小的磨屑。表明此時(shí)的磨損機(jī)制為輕微的磨粒磨損。當(dāng)速度增大到1.17 m/s時(shí)，圖5(c)中呈現(xiàn)的T20Z合金的磨損形貌中可以觀察到除了有細(xì)小的磨屑和犁溝外，還有輕微的材料剝離，同時(shí)，剝離周圍還分布著一些細(xì)小的微裂紋。說(shuō)明此時(shí)的磨損機(jī)制已經(jīng)由輕微的磨粒磨損變化為磨粒磨損和粘著磨損。由于剝離磨損屬于疲勞磨損的一種，此時(shí)的磨損更為嚴(yán)重，與圖4中磨損率的變化趨勢(shì)一致。在30 N載荷條件，0.59 m/s速度條件下(如圖5(b))，T20Z合金的磨損機(jī)制主要為磨粒磨損和粘著磨損。當(dāng)速度增大到1.17 m/s時(shí)，磨損表面刮擦現(xiàn)象和剝離現(xiàn)象更加顯著，同時(shí)還觀察到層片狀的磨屑。表明此時(shí)的磨損機(jī)制為嚴(yán)重的磨粒磨損和粘著磨損。

圖6 T20Z合金在0.59m/s: (a) 10 N, (b) 30 N和1.17 m/s: (c) 10 N, (d) 30 N磨痕三維形貌圖

圖6為不同摩擦學(xué)條件下，T20Z合金磨痕的三維形貌圖。圖6(a)-(b)分別為0.59 m/s時(shí)，載荷為10 N和30 N條件下磨痕的三維形貌。由圖6(a)可以觀察到，在該速度條件下，其磨痕的最大深度由10 N時(shí)的84 μm增大到30 N時(shí)的130 μm。同時(shí)，在該速度條件下，T20Z合金的磨痕內(nèi)部并非十分光滑，而是呈“W”型。此試驗(yàn)現(xiàn)象與Magaziner等人[10]的試驗(yàn)結(jié)果一致。在磨痕的邊緣區(qū)域有十分明顯的材料凸起現(xiàn)象。隨著載荷的增大，磨痕內(nèi)部逐漸光滑內(nèi)部呈現(xiàn)“U”型，這與圖5(a)-(b)的表面磨損形貌一致，隨著載荷增大，磨痕上的剝離現(xiàn)象逐漸嚴(yán)重。圖6(c)-(d)為分別為1.17m/s時(shí)，載荷為10 N和30 N條件下磨痕的三維形貌。此時(shí)磨痕的最大深度由10 N時(shí)的114 μm增大到30 N時(shí)的170 μm。在該速度條件下，T20Z合金的三維形貌始終呈現(xiàn)“U”型。同時(shí)，隨著載荷的增大，磨痕的寬度和深度均逐漸增加，磨痕內(nèi)部中由于刮擦導(dǎo)致的細(xì)小犁溝數(shù)量變少，磨痕內(nèi)部變得較為光滑，和圖5(c)-(d)的磨痕表面形貌一致。圖6中磨痕的三維形貌也進(jìn)一步證明了圖4中的磨損率的變化趨勢(shì)。

3 總 結(jié)

經(jīng)過(guò)熱處理后的T20Z合金，在0.59 m/s低速進(jìn)行摩擦學(xué)測(cè)試時(shí)，摩擦系數(shù)隨著載荷的增加而減小，載荷為10 N時(shí)，摩擦系數(shù)在0.320到0.335范圍內(nèi)波動(dòng)，而當(dāng)載荷增加到30 N時(shí)，摩擦系數(shù)0.286到0.292范圍內(nèi)波動(dòng)。而當(dāng)滑動(dòng)速度增大到1.17 m/s時(shí)，摩擦系數(shù)隨著載荷的增加而增加，載荷為10 N時(shí)，摩擦系數(shù)在0.259到0.274的范圍內(nèi)波動(dòng)，在載荷為30 N時(shí)，摩擦系數(shù)0.30到0.327的范圍內(nèi)波動(dòng)。當(dāng)載荷為30N時(shí)，T20Z合金的磨損率最高，可達(dá)7.8×10-3mm3/m。

T20Z合金的磨損機(jī)制也受到摩擦學(xué)條件的顯著影響。載荷為10 N時(shí)，主要的磨損機(jī)制由磨粒磨損向磨粒磨損和粘著磨損多種磨損機(jī)制共存變化。載荷為30 N時(shí)，隨著滑動(dòng)速度的增加，磨損機(jī)制逐漸變化為磨粒磨損、粘著磨損和嚴(yán)重的剝離磨損。T20Z合金磨痕的三維形貌在相同速度不同載荷條件下都較為光滑，隨著載荷的增加，磨痕變寬且深度變大；而在相同載荷不同轉(zhuǎn)速條件下，磨痕內(nèi)部形貌由“W”型向“U”型變化。