高温下位移幅值对TC4合金磨损性能的影响*

宋 伟 马荣荣 俞树荣 李万佳

(兰州理工大学石油化工学院 甘肃兰州 730050)

微动(Fretting)指两个接触表面发生极小振幅的相对运动，通常存在于振动工况下机械配合件中，会造成接触表面摩擦磨损[1]。微动主要分为微动磨损、微动疲劳和微动腐蚀，其中微动磨损是材料失效的主要因素[2]，研究材料的微动磨损成为预防设备失效的主要途径。钛及钛合金具有高比强度、耐腐蚀性和耐高温等优良特性而被称为“太空金属”或“海洋金属”[3]，在国防和民用工业中有很好的应用前景[4]。钛合金广泛应用于制造航空发动机的关键部件以及飞机结构中的重要承载力构件，但其在使用过程中易发生滑动和微动[5]。较差的摩擦学性能成为限制钛合金更广泛应用的主要屏障，迫切需要改善其摩擦和磨损性能，使其更可靠地应用在高温和高负荷条件下工作的高性能航空发动机中[6]。

TC4合金是一种α+β型双相钛合金，具有良好的综合力学性能[7]。REN等[8]对高强度高韧性钛合金在不同工艺参数下微动磨损性能进行了研究，结果表明，超声滚压时表面粗糙度较低、显微硬度值更大以及较深的残余应力层，均使钛合金的抗磨损性能达到最佳。SOYAMA、YANG等[9-10]通过空化喷丸和激光喷丸对钛合金的表面进行后处理，结果表明，喷丸处理时弹丸不断撞击钛合金表面，使钛合金表面晶粒纳米化，疲劳强度进而提高。LIU等[11]对电子束粉末床制备的TC4合金平板试件进行后处理，结果表明，热压处理后的拉伸行为增强，可以缓解应力和减少对力学性能有害的缺陷；
同时通过机械加工和致密化的综合作用获得了最佳的延展性。徐祥、曾尚武等[12-13]对高温条件下TC4合金宏观、微观形貌以及氧化动力学进行了研究，探究了其高温氧化动力学行为。结果表明：高温氧化过程中，TC4合金表面的氧化膜随温度和氧化时间的增加，由开裂直至完全剥落；
随氧化时间的增加，TC4合金近表面产生的渗氧层厚度增加；
随着温度升高，氧化程度加强，氧化动力学曲线由抛物线转化为直线规律。宋伟、俞树荣等[14-15]对TC4合金在不同环境介质中微动磨损行为进行了研究，结果表明：在不同条件下，GCr15/TC4合金配副的摩擦因数随位移幅值的增大呈现出先增大后减小的趋势，磨损体积随位移幅值的增大而增大，而磨损率随之减小。

研究发现，航空航天领域所需的钛合金材料高温氧化以及蠕变成为其失效的关键[16]。为使钛合金能在航空领域被广泛应用，高温状态下钛合金的摩擦磨损行为成为关注点，但目前高温条件下产生的物质对微动磨损过程的影响还不清楚[17]。学者们对最常用的航空结构材料之一的TC4合金在不同状态、不同环境和不同工况下的磨损性能进行了研究[18]，但对高温环境中TC4合金微动磨损性能研究较少[19]。本文作者以工业中应用广泛的TC4合金为研究对象，探究高温(300、500 ℃)条件下由位移幅值引起的摩擦磨损行为，分析其摩擦因数、磨损体积以及磨损表面和磨斑形貌，讨论其微动磨损机制及氧化磨屑的作用机制，为航空发动机以及其他TC4合金飞行结构件的安全性和可靠性设计提供理论支持。

以宝鸡三立有色金属有限责任公司生产的TC4合金为研究对象，利用如图1所示的SRV-IV摩擦磨损试验机考察其摩擦性能研究。试验采用切向微动的运行模式，采用球/平面接触方式。上试样是直径10 mm、表面粗糙度小于0.02 μm、硬度约6 800 MPa的GCr15钢球，下试样为硬度约3 000 MPa的圆柱形TC4合金。试验前，先使用SiC金相水磨砂纸逐级打磨下试样接触表面，然后用粒度为0.04 μm的SiO2抛光液抛光至表面粗糙度为0.03 μm左右，最后在无水乙醇溶液中超声清洗除去残留在试样表面的抛光液以及表面污染物等，吹干后备用。

图1 微动磨损试验机及试验示意Fig.1 Schematic of fretting wear testing machine and experimental operation

通过调查钛合金在航天航空领域的应用，发现飞机结构件中使用的钛合金工作温度不超过350 ℃[20]，发动机使用的钛合金工作温度一般在450～600 ℃[21]。TC4合金的组织不够稳定，焊接性能和耐热性较低[22]，使用温度最高为500 ℃，所以文中将试验温度分别设置在300和500 ℃下进行。为保证试验时温度场的稳定，将温度缓慢提升至试验所需温度后保温10 min，待温度稳定后开始试验。微动磨损试验的其他条件为：湿度30%～40%，位移幅值D=50、75、100、125、150 μm，法向载荷50 N，频率25 Hz，循环周次45 000次，试验时间30 min。试验结束后使用扫描电子显微镜(SEM)对磨损体积以及磨损轮廓进行分析，用能谱仪(EDS)定性分析磨痕氧含量的变化；
结合摩擦因数曲线、微动理论来探究TC4合金在不同试验参数下的微动磨损机制。

2.1 微动摩擦因数分析

图2所示为TC4合金在300和500 ℃下平均摩擦因数随着位移幅值的变化曲线。TC4/GCr15对摩副在不同温度下的平均摩擦因数随位移振幅的变化趋势相似，即随着位移幅值的增大，平均摩擦因数先增大再减小再增大；
在相同位移幅值时，随着温度升高，平均摩擦因数减小。较小位移幅值时，由于两接触表面中心处于黏着区，微小滑移发生在接触的边缘地区，故摩擦因数较低，此时微动处于部分滑移区；
位移幅值增大时平均摩擦因数缓慢增加，混合区和完全滑移区接触表面中心黏着作用减弱，相对滑动更容易发生，在这种微动状态下运行摩擦因数较大。

图2 平均摩擦因数随位移幅值变化曲线Fig.2 Curves of average friction coefficient versus displacement amplitude

图3所示为TC4合金在法向载荷Fn=50 N、温度分别为300和500 ℃，不同位移幅值(D=50、100、150 μm)下摩擦因数随时间的变化曲线及Ft-D曲线。结果表明，摩擦因数曲线可分为3个阶段：微动初期的快速上升阶段、中期的剧烈波动阶段和后期的稳定阶段[23]。

图3 摩擦因数随位移幅值变化曲线及Ft-D曲线Fig.3 Variation curves of friction coefficient with displacement amplitude and Ft-D curves:(a)50 μm;(b)100 μm;(c)150 μm

在初始阶段，TC4合金表面包裹的氧化膜、油膜等杂质颗粒对基体金属具有保护作用，在微动过程中可以减小摩擦磨损，摩擦因数较小。表面氧化膜是一层较薄的致密氧化层，在受到外部剪切和挤压作用下氧化膜被迅速破坏，裸露的TC4合金表面不平整，上下试样直接接触时接触面较小导致局部应力增大，二体作用被加强，摩擦因数迅速上升达到最大值[24]。

在中期阶段，摩擦因数达到最大值后开始剧减，此时在剪切应力作用下黏着被不断破坏，黏着作用将试样材料带入接触区域，增加了接触区域的阻力。在阻力的循环过程中基体金属剥落形成磨屑，摩擦因数曲线呈现出类似锯齿状并逐渐减小。

在后期阶段，剥落的颗粒在接触表面不断累积，加速了裂纹的扩展和疲劳脱落，不断形成第三体层。磨屑颗粒在载荷的作用下被不断地压实堆积在接触区域形成具有阻隔保护作用的第三体，降低了表面的切应力，所以摩擦因数达到平稳状态[25]。

高温条件下，较小位移幅值时，Ft-D曲线呈现为直线形，如图3(a)所示，微动处于部分滑移状态，对摩副材料接触表面不发生相对位移，在接触边缘发生微滑，接触中心仍然处于黏着状态；
在部分滑移区，环状微滑区伴随着氧化磨损，同时伴随着材料的单向转移。随位移幅值增大，摩擦因数升高，波动幅度下降，Ft-D曲线由直线形变为椭圆形，如图3(b)所示，微动处于混合区。较大位移幅值时，摩擦因数进一步增大，Ft-D曲线成为平行四边形，如图3(c)所示，微动运行区域转变为完全滑移区，两接触体在运动过程中表现为相对滑动状态，接触中心黏着作用弱，相对滑动容易发生。微动过程中伴随着磨粒磨损、氧化磨损以及塑性变形。

2.2 磨损特性

研究发现，TC4合金在同一载荷下磨痕曲线均呈现出“W”型，这说明高温状态和微动摩擦产生的热加速了基体金属的氧化[27]。

图4所示为不同温度下TC4合金二维轮廓曲线。可见，300 ℃下磨痕深度比500 ℃下大，说明升温过程产生的物质对磨痕起到保护作用，进而使其磨损程度降低。由于高温时氧化层的硬度和致密性导致其不能向基体金属内部延展，片状的氧化层保护了下层金属，降低了基体的磨损，在坑底出现不规则的轮廓。随着温度升高，基体金属内的原子间相互扩散能力加强，黏着现象更易发生，导致其塑性变形能力增加，产生大量的磨屑堆积造成磨痕轮廓边缘出现微凸起现象。

图4 不同温度下TC4合金二维轮廓曲线Fig.4 Two-dimensional profile curves of TC4 alloy at different temperatures:(a)300 ℃;(b)500 ℃

图5所示为不同温度下TC4合金磨损量和磨损率曲线。可知：同一温度下，随着位移幅值的增加，磨损体积不断增加，而磨损率先增加后减小；
在相同参数下，300 ℃下的磨损体积和磨损率始终高于500 ℃；
小位移时，磨损体积和磨损率的变化趋势逐渐增大，当位移幅值增加到125 μm时，磨损率出现骤减。由于小位移幅值时，微动过程出现少量接触区域的叠加现象，大量磨屑和疲劳剥落颗粒在接触中心区域堆积不易排出[28]。这些磨粒在位移振幅作用下不断被压实，产生一层致密的氧化物薄膜即第三体，对基体金属具有保护作用，使得材料流失较少。当增大位移幅值时，产生的摩擦热使接触区域的重叠现象严重，减摩膜层厚度较薄易被破坏，出现严重的材料流失。

图5 不同温度下TC4合金磨损体积和磨损率曲线Fig.5 TC4 alloy wear volume and wear rate curves at different temperatures:(a) wear volume;(b) wear rate

2.3 磨损表面形貌及机制分析

图6所示为300和500 ℃下TC4合金表面磨痕形貌SEM图。小位移幅值时，从磨痕表面可观察到中心黏着区和边缘环形微滑区，如图6(a)、(d)所示。接触中心处于黏着状态，只可以观察到稀疏分布的少量擦伤；
中心黏着区发现大量较深的剥落凹坑并伴随有少量的表面裂纹，说明TC4合金与对摩副材料GCr15，在微动磨损过程中往复运动产生的作用力使得材料发生了浅层剥落，并且在剥落凹坑中发现少量的磨屑，表现为明显的黏着磨损特征[29]。在边缘环状微滑区伴随着氧化磨损和材料的转移，发现磨屑堆积以及突出的条状物。中心黏着区和微滑区的交界处是萌生裂纹的高发区，同时伴随着材料的单向转移，因为在交界处试样遭受反复碰撞，导致此处的应力集中，产生了垂直于微动方向的少量微裂纹。这些微裂纹在材料的接触边缘萌生并沿着垂直于接触表面方向扩展，表现为明显的轻微疲劳磨损特征。

随着位移幅值增大，可以观察到TC4合金磨痕的中心区域存在大量层片状且较为致密的磨屑层，颗粒以剥层的方式脱落形成了较为粗糙的剥落坑，表现为明显的剥层磨损特征，如图6(b)、(e)所示。材料在高温条件下出现软化，黏着点发生断裂导致材料出现撕脱，上试样材料转移到TC4合金表面，在应力作用下，氧化膜发生脱落，一部分暴露的金属表面又被氧化形成新的氧化膜，表现出明显的氧化磨损特征[30]。从磨痕表面还可以观察到由磨粒磨损造成的犁沟。剥落的颗粒在接触表面不断累积，加速了裂纹的扩展和疲劳脱落，不断形成第三体层。磨屑颗粒在载荷的作用下被不断地压实堆积在接触区域，形成了具有阻隔保护作用的第三体，明显地缓解了黏着磨损。

大位移幅值时，由表面磨损微观形貌图可以观察到磨痕的中心区域出现磨屑堆积，如图6(c)、(f)所示。磨屑堆积的形成是由于磨痕的中心材料堆积严重，在微动切应力的作用下不容易排出微动坑，从而导致在中心出现严重的颗粒堆积。从磨痕边缘可观察到塑性变形产生的亮白条带及裂纹，在两向应力作用下，裂纹发生延展和疲劳脱落，不断地压实堆积在接触区域，形成了具有阻隔保护作用的第三体。

图6 300和500 ℃下TC4合金表面磨痕形貌SEM图Fig.6 SEM images of TC4 alloy surface wear scar morphology at 300 ℃ and 500 ℃:(a) 50 μm(300 ℃);(b)100 μm(300 ℃); (c) 150 μm(300 ℃);(d) 50 μm(500 ℃);(e)100 μm(500 ℃);(f) 150 μm(500 ℃)

采用EDS对磨痕表面成分进行了分析，如图7所示。可知：TC4合金磨痕表面主要由Ti和O元素组成，还含有Fe、Al、V等元素。这表明摩擦副表面发生了剧烈氧化和摩擦副表面材料的相互转移[31]。随着温度的升高，氧和铁元素的占比在500 ℃条件下近似是300 ℃条件下的2倍，说明在高温条件下氧元素与基体金属的反应更强烈，生成的氧化物更多。由于氧化膜的存在，增加了钛合金耐磨性，进一步证明了摩擦氧化物TiO2和Fe2O3对磨损表面具有保护作用，这与文献[32]研究结果一致。

图7 300 ℃和500 ℃下TC4合金表面的EDS分析Fig.7 EDS analysis of TC4 alloy surface at 300 ℃ and 500 ℃:(a)300 ℃;(b)500 ℃

(1)高温条件下，TC4合金摩擦因数曲线经历了剧增、波动减小到平稳的3个变化阶段，相同载荷条件下，随着位移幅值的增加，平均摩擦因数和磨损率呈现先增大后减小再增大的趋势。

(2)随着位移幅值增大，TC4合金在微动摩擦磨损过程中主要损伤机制由氧化磨损和黏着磨损转变为剥层磨损和塑性变形，最终成为磨粒磨损、氧化磨损及疲劳磨损。

(4) 对比300和500 ℃条件下磨损结果，表明温度越高TC4合金耐磨性能越好，这主要是由于摩擦生成的氧化物TiO2和Fe2O3对磨损表面具有保护作用。