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　　研究TC21合金在干滑动磨损过程中的合金磨损表面和亚表层的微观结构以及性

　　电子显微镜（SEM）、能谱分析仪（EDS）、共聚焦扫描激光显微镜、蔡司显微

　　速度为1.0m/s时，轻微磨损阶段的主要磨损机制包含粘着磨损和轻微塑性变形，

　　0.5m/s时，轻微磨损阶段的主要磨损机制包含磨粒磨损、氧化磨损、剥层磨损和

　　时临界动态再结晶的温度。研究还发现在1.0m/s的中滑动速度下磨损表面并不

　　纯钛是一种具有银白色光泽的轻金属，密度为4.51g/cm。钛的强度是钢的

　　两倍，但重量却比钢轻44%。钛有两种同素异构体，低于882℃时为六方晶系的

　　α-Ti，高于882℃时为体心晶系的β-Ti。钛在自然界中含量丰富，在所有元素中

　　0.3~0.7倍，高的比强度可以在保持高强度的前提下减轻重量，这是钛合金被广

　　铝为主要合金元素的钛合金已可以在高达约760℃的温度中应用，而铝合金却只

　　并且只存在稳定的α-Ti相而不存在β-Ti相，但由于在工业中的钛合金材料存在杂

　　质元素，α型钛合金中不可避免地会存在少量的β-Ti相。在所有钛合金中，α

　　型钛合金在400℃以上表现出突出的抗蠕变性能，使其能够应用于燃气轮机，如

　　α+β型钛合金是亚稳态合金，因为由α-Ti和β-Ti的混合物组成，所以α+β型钛

　　合金具有介于α型钛合金和β型钛合金之间的机械性能[17,18]，大部分的α+β型钛

　　合金都可通过热处理提升其强度[19-21]。α+β型钛合金具有良好的韧性和塑性，但

　　α+β型钛合金的焊接性能不好，一般不应用于焊接结构中[22,23]。在α+β型钛合金

　　等强度的新型高损伤α+β型钛合金[24-28]，TC21合金设计的两个重要要求分别是断

　　裂韧性和裂纹扩展速率，其被设计为可与高韧性Ti-62222S合金相媲美[29,30]。

　　镍、钴、铜、钒、铌、铬和锆等元素。β型钛合金只存在β-Ti相，分为稳定和

　　亚稳定β型钛合金[32,33]。β型钛合金热处理前便拥有比较高的强度，热处理后可获

　　性能，但高温中的β型钛合金稳定性较差，不宜在高温环境下使用[34,35]。

　　能源、冶金等行业，如图1.1所示，钛合金在航空航天、石油化工、建筑行业和

　　境和地层条件越来越复杂。在海上超过5000米的深井越来越普遍，在陆地上，

　　我国2007年建成的国家大剧院幕布墙和钛屋顶采用的钛复合板高达152吨，此

　　极高的生物相容性和耐腐蚀性，并且钛合金具有低密度、无毒性和成本低等优点。

　　所以钛合金在生物医学领域得到广泛应用，尤其是在关节修复、口腔修复等领域。

　　种现象称为摩擦。在机械作用下，有时还会伴随着化学作用(例如腐蚀磨损)和电

　　磨粒磨损[41-43]。磨粒磨损有四种不同的磨损机制[44-47]，具体如下。

　　度远大于样品的磨盘。当试样受到外加载荷时，试样较软的一侧表面会先被切断，

　　损属于允许的安全磨损，而严重磨损属于不允许的危险磨损，应当尽可能地避免。

　　明，在正常载荷下，摩擦系数稳步降低，而体积磨损率增加，TZ20合金磨损表

　　面的主要特征逐渐由凹槽转变为塑性变形。研究结果促进了TZ20合金的实际应

　　An等人在20–250℃的实验温度范围内，研究了Ti-6Al-4V合金与中碳铬

　　量，发现了机械混合层在20℃和50℃以及在100-250℃的温度下的两种磨损机

　　Li等人研究了低温处理的Ti-6Al-4V钛合金和非低温处理的Ti-6Al-4V钛

　　合金在低载荷和滑动速度下的摩擦磨损行为。结果表明，低温处理的Ti-6Al-4V

　　低温处理的Ti-6Al-4V钛合金主要表现出典型的磨粒磨损、粘着磨损和氧化磨损

　　特性。非低温处理的Ti-6Al-4V钛合金的磨损机制主要是磨粒磨损、粘着磨损和

　　氧化磨损。在湿磨损条件下，非低温处理的Ti-6Al-4V钛合金的磨损机制是磨粒

　　TC4和TC11）在50-250N的载荷范围内以及25-600℃的温度区间下的干滑动磨

　　TC4和TC11合金的临界转变温度分别为400℃和300℃。低于临界温度时，钛

　　Ding等人采用磨损试验机研究在150℃下TC21钛合金的磨损行为。分析

　　温下TC21钛合金磨损表面形貌、物相组成和磨损机制。结果表明:微动位移与实

　　验温度对TC21钛合金摩擦系数的影响有关,当位移较小时,实验温度对摩擦系数

　　的影响较小;当实验温度为常温时，磨损机制主要为磨粒磨损,当温度在150℃下

　　Pan等人采用冶金技术在TC21合金表面制备渗Cr改性层来提高TC21合

　　金的磨损性能,利用显微硬度仪、能谱仪和扫描电镜等仪器探究了渗Cr层的显微

　　形貌、结合硬度及强度分析磨损机理。实验表明:30μm的均匀致密渗层最少能承

　　受64N的垂直外加载荷;TC21合金渗Cr后,不同实验温度下的减摩性能和耐磨性

　　能均增加。在室温下，TC21合金的磨损机制以氧化磨损、磨粒磨损和粘着磨损

　　为主,渗Cr层时的磨损机制以磨粒磨损为主;当实验温度为500℃时，TC21合金

　　氧化磨损和粘着磨损愈发严重,渗Cr层时的磨损机制以氧化磨损和剥层磨损为主。

　　TC21合金作为一种α+β型钛合金，TC21合金常被用于飞机和汽车的结构件，

　　钛合金类似，TC21合金具有摩擦系数大、剪切强度低、应变硬化系数小等缺点，

　　TC21合金的不良磨损性能问题，如整体渗硼、渗碳和等离子渗铬[61,65-67]。与最

　　广泛使用的TC4（即Ti-6Al-4V）合金相比，除了对微动磨损的一些研究外，TC21

　　合金很少在摩擦学领域进行研究[68,69]。TC21合金在许多方面，包括室温或高温

　　来看轻微磨损行为通常被认为是安全的，而严重磨损行为是不可接受的[54,58,70,71]。

　　转变和近表面微观结构演变这些方面进行全面的研究，这有助于TC21合金的摩

　　（1）采用磨损实验机，对0.5m/s和1.0m/s滑动速度下的TC21合金在不同

　　貌，采用能谱仪（EDS）测量磨损表面主要化学元素组成及含量，分析TC21合

　　损转变，验证在不同滑动速度下轻微-严重磨损转变载荷选取的准确性和适用性。

　　本实验所研究的材料是从西安超晶公司接收的一根为φ100150mm的热锻

　　采用LEXT-OLS共聚焦扫激光显微镜（CSLM）检查了合金中的组成相和微

　　观结构。从图2.2钟可以看出，TC21合金的显微组织由浅色的α-Ti相等轴晶粒

　　和其周围的深色片状混合物所构成，深色的片状混合物是α-Ti相嵌入β-Ti所构成

　　的，α-Ti相的平均晶粒尺寸约为5.5μm，混合物中层状β-Ti的平均晶粒尺寸约为

　　磨损实验前应采用HV-1000A型号的维氏硬度计测量TC21合金的原始基体显微

　　硬度，参数设定外加载荷为2N，保荷时间为15s，多次重复测量后取平均值，

　　在磨损实验中，为探究压力对TC21合金磨损行为的影响，利用线章实验材料及实验方案

　　TC21合金棒加工成Φ6mm×13mm的圆柱状，采用MTS810材料测试系统在室温

　　下对TC21合金小圆柱进行压缩实验。由实验可得，TC21合金的屈服强度为

　　1093.6MPa，抗压强度为1680.1MPa，图2.3是TC21合金的工程应力-应变曲线合金的压缩性能和原始基体硬度。

　　本实验采用MG-2000型磨损试验机对TC21合金进行干滑动摩擦磨损实验。

　　磨损实验前，用线切割机将原料棒加工成若干个高13mm，直径6mm的圆柱试

　　然后用绒布将TC21样品抛光至其端面光滑平整，粗糙度为0.4μmm左右。然后

　　用KQ2200型超声波清洗仪对样品进行清洗，清洗剂为无水乙醇，清洗后烘干备

　　用。对磨材料选用的是硬度为57HRC的高碳铬钢，加工成高10mm、直径70mm

　　的圆盘。样品在磨盘上的轨迹为旋转形成的圆形轨道，半径为30mm。在每次实

　　验进行前都需要对摩擦副圆盘进行清洗、打磨和抛光。TC21干滑动摩擦磨损实

　　试样固定，且温度达到稳定以后并保温10min再开始磨损实验。磨损实验的温度

　　范围是在20℃到300℃之间进行，取滑动速度为1.0m/s的中等速度以及滑动速

　　度是0.5m/s的低速，外加载荷范围是10N到180N。当实验的摩擦副圆盘滑动

　　3000转以后，也就是摩擦副圆盘的旋转距离达到565.2m的时候，实验终止。为

　　采用TESCANVEGA3型扫描电子显微镜观察磨损表面，并在不同放大倍率

　　下拍摄其磨损形貌，同时在倍散射模式下使用能谱分析仪（EDS）测量磨损表面

　　的化学元素成分和含量，然后在距磨损表面2-3mm处切下样品，用X射线衍射

　　仪（XRD）分析样品表面的组成，判断是否有氧化物及其种类，角度为30°-90°，

　　磨面，再把打磨面用砂纸从120目开始逐渐打磨到2000目，再然后用水为抛光

　　介质用抛光机进行抛光，使试样成为金相试样并对其腐蚀，选用Kroll腐蚀液(HO：

　　HNO：HF7：3：1)作为腐蚀液，腐蚀时间为1s。紧接着用清水冲掉腐蚀液，

　　采用HVS-1000A显微硬度计测定磨损表面下的亚表层的梯度硬度，从表面

　　开始，在0-20μm以内，每离表面5μm，选取4-5个点的硬度的平均值作为该深

　　度处的硬度，20μm后，每离表面移动10μm，选取4-5个点的硬度的平均值作为

　　寸约为5.5μm，而混合物中层状被他-β-Ti的平均宽度约为0.3μm。

　　2.室温下的压缩屈服强度为1093.6MPa，抗压强度为1680.1MPa，维氏硬度

　　3.本实验采用干滑动磨损实验，实验的滑动速度为0.5m/s以及1.0m/s，外加

　　载荷范围为10-180N，实验的温度为20-300℃。使用电感耦合等离子体原子发射

　　化层对实验结果会产生显著影响。在本章的内容中，首先通过研究热轧TC21合

　　从而得出磨损机制以及磨损率之间的联系，绘制出TC21合金在中速1.0m/s磨损

　　的增加，TC21合金的磨损率逐渐增加，同时在这八条磨损率曲线中的部分磨损

　　率曲线存在台阶。值得注意的是，在10-30N外加载荷下的磨损率与实验温度曲

　　第二个阶段对应的是275-300℃；当外加载荷为15N时，第一阶段磨损率与实验

　　为20N时，磨损率与实验温度曲线变化的第一个阶段对应的是20-140℃，第二

　　个阶段对应的是140-250℃；当外加载荷为25N时，磨损率与实验温度曲线变化

　　的第一个阶段对应的是20-75℃，第二个阶段对应的是75-200℃；当外加载荷为

　　30N时，磨损率与实验温度曲线变化的第一个阶段对应的是20℃，第二个阶段

　　对应的是20-200℃；然而当在外加载荷为35-50N磨损条件下，随着外加载荷和

　　实验温度的增加，TC21合金磨损率变化趋势同样增大，但与之前不同的是35-50N

　　并不存在10-30N时所存在的第一阶段，每条外加载荷所对应的磨损率与实验温

　　度曲线是即使在室温下磨损率也处于较高水平，例如磨损率都大于30×10mm，

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　　损率的严重磨损阶段），而35-50N仅表现出严重磨损的特征。在10、15、20、

　　25和30N的各种外加载荷下，轻微-严重磨损过渡存在一定的临界实验温度，随

　　着外加载荷从10N增加到30N，临界温度从275℃降低到20℃。各种临界实验

　　为1.0m/s时磨损率与外加载荷和实验温度之间的关系，以及TC21合金在不同的

　　外加载荷下的轻微-严重磨损转变点。本小节下面我们从微观方面分析TC21合

　　金的磨损表面，大致上，我们将TC21合金在1.0m/s滑动速度下不同外加载荷和

　　性变形。同时利用能谱仪（EDS）和扫描电子显微镜（SEM）等仪器进行详细的

　　分析。从微观角度分析了TC21合金试样在1.0m/s滑动速度下的表面磨损情况。

　　通过扫描电子显微镜（SEM）获得TC21合金试样在滑动速度为1.0m/s，实

　　验载荷为10N的合金磨损表面的形貌图片，如图3.2。我们将此磨损过程分为两

　　个阶段，分析其不同阶段所存在的磨损机制，如图3.2（a）当外加载荷为10N

　　处撕裂留下的带有突起的粘着点，表明此时的TC21合金试样磨损表面发生的是

　　以粘着磨损为主的磨损机制，结合TC21合金磨损表面能谱分析得到的化学成分

　　表（表3.1），发现此时磨损表面的氧含量为负值，氧元素含量几乎没有，表明

　　该条件下磨损未发生氧化。如图3.2（b）和3.2（c）为当外加载荷为10N实验

　　温度分别为为100℃和200℃时，我们可以发现鳞片状疤痕是由销和盘上的凹凸

　　在100℃和200℃下，表现为具有规则边缘的平坦表面以及剥落产生的鳞状疤痕，

　　时我们从表3.1中看出到TC21合金试样的磨损表面氧元素含量为负，所以此时

　　生。如图3.2（d）当外加载荷为10N，实验温度为300℃时，在试样磨损表面的

　　某些区域，存在着试样表面被撕下的凹痕以及在粘着处有明显撕裂留下的粘连点，

　　时，以275℃为轻微-严重磨损的转变温度，在275℃之前，以轻微塑性变形和粘

　　图3.3是TC21合金在外加载荷为25N时不同阶段的磨损表面形貌图片，根

　　实验温度为20℃下表面的形貌图如图3.3（a）所示，产生了许多凹槽和鳞片状

　　知，可知此时磨损机制为粘着磨损。当温度达到100℃时，表面小部分区域变得

　　相对平坦，并开始出现轻微的塑性变形（图3.3(b)）。当实验温度超过125℃以

　　损机制。例如在150℃时，可以观察到较平坦的磨损表面和分层边缘，这表明在

　　少量磨损过程中脱落下来的颗粒（图3.3(c)）。200℃下的磨损表面由于被持续

　　地剧烈拉扯，粘着现象更加明显，同时试样的堆叠边缘也更为明显。（图3.3(d)）。

　　时，以75℃为轻微-严重磨损的转变温度，低于75℃时，以粘着磨损，粘着磨损

　　+轻微塑性变形作为主要磨损机制，高于75℃后，磨损机制为严重塑性变形和粘

　　3.4b）。当实验温度为100℃时，磨损表面变为平坦且出现大量粘着时留下的疤

　　时，以20℃为轻微-严重磨损的转变温度，在20℃时，以轻微塑性变形+粘着磨

　　图3.5是TC21合金在外加载荷为35N时不同温度下的磨损表面形貌图片，

　　温度的加迅速升高而升高的趋势，且所有温度下的磨损率均大于30×10mm，

　　且都为严重磨损。例如当外加载荷为35N，实验温度为20℃时，如图3.5（a），

　　图案，这是由于随着外加载荷的的增加，高碳铬钢摩擦副盘与TC21合金的磨损

　　表面更容易发生粘着，从而导致结合区域增大，强度提高，使得TC21合金的磨

　　荷为40N时，试样表面因粘着撕扯的鱼鳞状花纹区域范围更大，超过了120μm，

　　且试样边缘产生严重的塑性变形，这说明外加载荷对TC21合金的摩擦磨损行为

　　有很大的影响。20℃（图3.5b）和50℃（3.5c）时基本一致，两阶段实验温度的

　　即使外加载荷为25N，在200℃的高实验温度下，氧元素的含量达到了最大，

　　且最大氧含量仅仅为0.55%，表明在滑动过程中没有形成摩擦氧化物层。人们普

　　发生转变[54,58,70]。在1.0m/s中等滑动速度下，没有摩擦层意味着TC21合金的磨

　　分为轻微磨损阶段以及严重磨损阶段，将曲线的拐点作为轻微-严重磨损转变点。

　　然后通过扫描电子显微镜（SEM）观察磨损表面形貌以及扫描电子显微镜附带的

　　能谱仪（EDS）进行化学成分分析，总结了在外加载荷额实验温度下轻微-严重

　　磨损阶段的磨损机制。如图3.6所示，为了更直观地展示在滑动速度为1.0m/s

　　为横坐标，绘制出TC21合金的磨损机制转变图。图中的轻微磨损和严重磨损阶

　　段的分界线为实线AA’，是通过连接各不同实验温度下轻微-严重磨损转变点所

　　增加，试样磨损表面的磨损情况也比较轻微。因此，当TC21合金工件在AA’线

　　利于工件的安全性和使用寿命。AA’线的上方属于严重磨损阶段，磨损机制主要

　　使用扫描电子显微镜（SEM）观察磨损表面发现无论实验温度是低温还是高温，

　　产生的无论是轻微塑性形变还是严重塑性形变，TC21合金试样磨损表面都没有

　　外加载荷为10-40N下磨损试样的磨损表面的硬度，做出在不同实验温度下表面

　　转折点之前缓慢增大，保持在400HV以上，第二个阶段是在转折点附近增加到

　　某一峰值以后突然降至370-393HV的低水平。轻微磨损状态下的高硬度水平远

　　高于348HV的原始硬度，表明在轻微磨损状态下发生硬化，而硬度的陡然下降

　　10N、20N和25N时，磨损表面硬度随着温度的升高而缓慢下降，当外加载荷为

　　30N和40N时，在达到轻微-严重磨损转变点以后，TC21合金的磨损表面硬度迅

　　速降低至最低水平。最后，磨损表面的硬度在所有温度下均降低至最小值365HV

　　谱分析（EDS）和X射线衍射（XRD）分析中发现，在轻微磨损状态下，磨损

　　对不同外加载荷和实验温度下的磨损表面进行X射线N-200℃的磨损表面并没有检测到

　　氧元素的存在。Ding等人的研究也描述了类似的现象，他们以1.0m/s的滑动速

　　度使TC11合金与钢摩擦副来进行滑动摩擦磨损，使用X射线衍射分析（XRD）

　　（EDS）和X射线衍射分析（XRD）均发现磨损表面上没有出现氧化层，因此

　　磨损转变的关键因素可能是磨损表面产生的软化现象。与其他合金相比，TC21

　　下，很有可能由于磨损过程中所产生的摩擦热，TC21合金试样的磨损表面的温

　　外加载荷为25N的情况下，轻微严重磨损转变的临界实验温度为-75℃。在20℃

　　约33.1μm的深度，在塑性变形区的最上层观察到一个厚度约为1.76μm的薄层，

　　比较大的塑性应变。在150℃时，塑性变形区进一步扩展到更大的深度，约57.8μm，

　　在0-4.4μm的深度内，原来的等轴α-Ti相晶粒和α-Ti和β-Ti相的暗片状混合物完

　　全转变为纤维状结构（图3.9（c））。在200℃时，塑性变形区比150℃时稍薄，

　　只有约55.2μm的厚度，但纤维结构层在塑性变形区的最上部越来越厚，约9.7μm

　　的厚度（图3.9（d）），其中在α-Ti相晶粒的边界处几乎找不到原来α-Ti和β-Ti

　　相的暗片状混合物的痕迹。这表明，塑性变形主要发生在α-Ti和β-Ti相的混合区

　　20℃时，在表面下形成了厚度约为70.6μm的塑性变形（图3.10(a)），其微观结

　　构的演变与25N下类似。在50℃时，塑性变形在顶部部分也包含一个纤维结构

　　层。白色的纤维结构层比25N下的要厚得多，大约有24.3μm厚（图3.10（b））。

　　试样的亚表层显微硬度，图3.11显示了显微硬度随表面深度的变化。在25N的

　　情况下（图3.11（a）），在50℃时，伴随着深度的增加硬度逐渐降低，直到达

　　到约351HV的几乎恒定的硬度，在表面下方的塑性变形区域显示出典型的应变

　　硬化效应减弱。然而，在150℃下，软化效应取代了2-10μm深度内的应变硬化，

　　随着深度的增加而上升并再次降低。在30N的情况下（图3.11（b）），亚表层

　　硬度的变化与25N下的变化相似。在严重磨损状态下的试样在近表面区域的2-25

　　μm深度范围内也出现了硬度低谷。两种外加载荷下的软化深度范围与图3.9（c）

　　和3.10（b）中观察到的纤维结构层深度范围基本一致。这表明近表区域的软化

　　因。对磨损表面进行精细抛光以去除表面上的薄层（约2-4μm）后，拍摄了轻微

　　和严重磨损表面下的微观结构的光学图像。图3.12显示了20℃和50℃时的近表

　　面微观结构。在20℃的轻微磨损条件下，发现初生等轴α-Ti相晶粒朝着滑动方

　　向变形，这导致了浅色α-Ti相颗粒呈条状。同时，α-Ti相晶粒之间的深色微观结

　　构，即由α-Ti和β-Ti相的层状混合物组成的部分，明显经历了更大的塑性变形，

　　下仍可识别出浅色的α-Ti相晶粒，而β-Ti相基体中也出现了大量细小晶粒（图

　　3.12（b））。根据近表面区域的软化和特定微观结构，推断出在严重磨损期间，

　　部分β-Ti相基体发生了动态再结晶（动态再结晶）。进表面区域产生的较大塑性

　　形变以及产生的摩擦热激活了动态再结晶并导致β-Ti相发生软化。摩擦诱导的动

　　[76-78]。对于两相钛合金，β-Ti相通常具有低于α-Ti相的热稳定性，因此比α-Ti相

　　更易于发生动态再结晶。例如，先前对TC4合金的其他研究报告，在650和700℃

　　的热变形过程中，β-Ti相比α-Ti相更早发生动态再结晶，并且β-Ti相在动态再结

　　直轴和水平轴的截距分别为-0.078、31.15N和399.4℃。施加载荷和临界实验温

　　物理上代表31.1N下的临界实验温度将为0℃，而纵轴的截距表示，如果表面磨

　　损过程没有保护性摩擦层的干扰，则当载荷接近0N时，临界实验温度为399.4℃。

　　由于接近于0N的小载荷只能几乎不可能导致温度的升高，所以399.4℃的临界

　　实验温度实际上是磨损测试期间的表面温度。因此，399.4℃的物理意义是给定

　　高至399.4℃时，轻微磨损转变为严重磨损。从Lim和Ashby提出的体表面温

　　表示销的理论接触面积、导热系数和平均扩散距离，v、μ和F分别表示滑动速度、

　　摩擦系数和外加载荷。α是销的摩擦热的分布分数。公式（3）也可以转换为公式

　　类似地，K也可以被认为是TC21合金的常数，因为两相钛合金（如TC4合金）

　　在20-250℃的温度下的热导率在6.8-8.7W/mK的窄范围内变化。TC21合金的

　　摩擦系数μ在0.40左右波动，也可以认为是一个常数。因此，公式（4）可以使

　　态下，它们实际上对外加载荷和实验温度之间的关系具有相同的物理意义。因此，

　　公式（3）中常数0.078和T的399.4℃分别对应于常数K和摩擦加热引起的表

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