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　　极大地限制了其在摩擦学方面的应用。在众多的钛合金中，TC21合金是我国研

　　制的一种具有高强高韧高损伤容限型钛合金，但TC21合金在摩擦学领域的研究

　　表面微观结构演变等方面仍有许多未知。因此本文首先研究了TC21合金在不同

　　磨损条件下的磨损行为，分析了不同条件下的磨损机制并绘制了磨损机制转变图。

　　其次，为了提高钛合金的耐磨性，对TA1、TC4以及TC21这三种具有不同成分

　　和转变点，从而绘制TC21合金的轻微-严重磨损转变图和磨损机制转变图。从

　　研究分析确定了不同滑动速度下的磨损机制：在0.2m/s速度下，轻微磨损机制

　　为氧化磨损，严重磨损机制为机械混合层破裂；0.5m/s时，轻微磨损为机制氧

　　TC21合金进行固体渗碳处理。经过渗碳处理后TA1合金出现明显的渗碳层，渗

　　碳层主要由黑色的TiC层和白色的α-Ti固溶体层构成。其渗碳机制为表面先产生

　　以C原子为溶质的α-Ti固溶体，达到一定固溶度后开始与活性C原子反应生成

　　TiC，进而形成渗碳层。TC4合金渗碳层由上部的Ti-Al化合物以及Ti-C化合物

　　构成的化合物亚层和下部的α-Ti固溶体过渡层共同构成。TC4合金渗碳机制是表

　　面先产生以C原子为溶质的α-Ti固溶体和Ti-Al金属间化合物，再由Ti-Al金属

　　间化合物与活性C原子反应生成Ti-C化合物。然而经过渗碳处理后，在TC21

　　合金上未发现明显的化合物亚层，只发现了由α-Ti固溶体和β-Ti固溶体共同组成

　　的过渡层，其根本原因是渗碳过程中表面会产生致密的氧化膜，以及分布在α-Ti

　　固溶体边缘的β-Ti固溶体，这二者会严重阻碍C原子的扩散，最终导致化合物

　　增大。TC4合金化合物亚层厚度随着温度的升高和渗碳时间的延长而增加，但渗

　　碳层总厚度会随着渗碳温度的升高而减小。TC21合金的渗碳层厚度同样会随着

　　渗碳温度的升高而减小。在1000℃-1100℃的温度下，TC4合金的化合物亚层

　　的生长受Ti-Al金属间化合物的生长以及C和Ti-Al金属间层的化学反应的控制，

　　经过渗碳处理后，TA1合金、TC4合金和TC21合金的表面硬度与原始合金

　　硬度相比分别提升了350.99%、163.67%、175.39%。对渗碳后合金进行了干滑动

　　摩擦磨损试验，结果显示与原始合金相比，渗碳后TA1合金、TC4合金和TC21

　　合金的磨损率分别降低了98.44%、97.39%和96.16%以上，且TC4合金随着渗碳

　　发现，并以希腊神Titans命名。钛是一种具有低密度（仅为钢的56%）、高熔点

　　钛合金按组织状态的不同可分为三种，分别为：α型钛合金、β型钛合金、α+β

　　型钛合金。钛合金的牌号按照“T+合金类别代号+顺序号”的格式表示。其中，

　　T代表钛元素的英文首字母，合金类别代号使用A、B、C分别代表α型、β型、

　　α+β型三种钛合金。例如，TA1表示第一号α型钛合金，TC4表示第四号α+β型

　　β相的稳定元素。由于其晶体结构和合金元素的影响，β型钛合金表现出了优越的

　　机械性能。与α型钛合金相比，β型钛合金的组织和性能相对不太稳定，熔炼工艺

　　在稳定状态下含有5%-25%的β相，其他为从β区急速冷却形成的α型马氏体相，

　　稳定β相的元素，以实现同时强化α相和β相的效果。由于具有广泛的力学性能范

　　于各种不同的用途。在众多的α+β型钛合金中，TC4（Ti-6Al-4V）合金和

　　钛合金自20世纪60年代起开始在航空航天领域得到应用，在这个领域中具有重

　　国在20世纪80年代后设计的这些飞机中钛合金的使用量逐年增加。例如，某轰

　　炸机的机身材料中约有20%为钛合金，主要用于飞机的机身和机翼等部位。而某

　　战斗机中的钛合金用量甚至达到了机身总质量的34%。空客A320飞机的双轴

　　涡轮风扇喷气式V2500型发动机中，钛合金结构占31%。而空客A350飞机的新

　　动机中钛合金的使用量通常在25%至30%之间。钛合金备受飞机设计师的青睐，

　　道中使用的钛合金管相比钢管，可以减轻重量高达40%。由于TC4钛合金具有

　　压气机盘、叶片等关键部件。此外，TC4钛合金还用于制造航天火箭的壳体、压

　　力容器以及各种类型的紧固件。TC21合金具有密度小、耐高温、综合力学性能

　　了自己完整的海洋工程钛合金体系，其在19世纪80年代建造的装备了钛制观察

　　仓和操纵仓的“海崖”号深潜器，下潜深度可达6500m。TC4合金和TC21合

　　科手术器械、牙科器械等医疗设备中。新型β钛合金如Ti-12Mo-6Zr-2Fe合金和

　　Ti-15Mo合金具有低弹性模量和良好的耐腐蚀性能，能够减轻对患者组织的应力

　　推进生物医用钛合金的研发和生产，2002年西北有色金属研究院成功研发两类

　　加工性能和生物相容性。此外，TC4合金和TC21合金因其无毒、无磁、生物相

　　1%至2%，这凸显了深入研究和理解摩擦磨损机理的重要性。通过探究其原理，

　　结果。据工业数据显示，超过70%的零部件失效是由于磨损引起的。因此，降低

　　[32]。在实际生产中，磨损行为受多种因素影响，涉及到广泛的领域和诸多的问题。

　　因此，研究磨损行为应从宏观和微观表面两方面进行。随着科学技术的不断发展，

　　或电化学反应的过程中。在这个过程中，摩擦表面上的材料由于氧化作用而损失。

　　度低以及表面氧化物的保护有限，耐磨性能差一直是钛合金的一大不足[42,45,51-54]。

　　Ti-20Zr-6.5Al-4V（TZ20）合金在不同载荷下的摩擦系数、重量损失、磨损率以

　　促进了Ti-Zr-Al-V系列合金在实际应用场景中的进步，同时也丰富了磨损理论的

　　（0.3-0.8m/s）和施加载荷（50-200N）条件下的干滑动磨损行为，并揭示了两

　　种主要的磨损机制。在较低的滑动速度范围内（0.3-0.5m/s），主要观察到氧化磨

　　损，而在较高的滑动速度（0.6-0.8m/s）下，则主要是剥层磨损。随着滑动速度

　　的增加，AISI-M2钢的磨损率逐渐降低，而Ti-6Al-4V合金的磨损率先是减少至

　　最低点，随后显著增加。在低滑动速度时，AISI-M2钢促进了Ti-6Al-4V合金的

　　滑动距离下的干滑动摩擦磨损行为。随着滑动速度从0.5m/s增加到4m/s，TC11

　　微磨损的转变。磨损率最高值出现在2.68m/s，较低值出现在0.5m/s-1.5m/s范

　　围内，最低点出现在4m/s。TC11合金在2.68m/s处随着滑动距离的增加出现了

　　表面的检测，发现了与各种条件下的磨损行为相对应的明显特征。2.68m/s时的

　　磨损率最高，4m/s时的磨损率最低，研究表明室温下形成的三氧化物具有保护

　　Du等人在20℃-250℃的温度范围内，对Ti-6Al-4V合金与中碳铬钢（50Cr）

　　Ti-6Al-4V合金存在两个明显的磨损阶段，即轻微磨损阶段和严重磨损阶段。研

　　究揭示了两种主要的磨损转变机制：在20℃和50℃时，机械混合层发生破裂；

　　而在100℃-250℃范围内，则出现了严重的塑性变形。此外，研究还发现轻微-

　　严重磨损转变的载荷与试验温度之间存在线性关系。通过线℃试验温度轴上的截距，这一截距被视为在100℃-250℃温度范围内发生轻

　　CH4[77-80]。气体渗碳具备多种优势，比如加热迅速、渗碳周期短暂、渗碳过程便于

　　经过渗碳处理后，合金硬度获得显著提升，表面区域析出Ti-C化合物。通过干

　　C的扩散，还可以有效避免氧化、脱碳等现象。Li等人对钛合金（Ti-6Al-4V）

　　面的摩擦系数明显降低。通过这种方式获得的渗碳层主要由TiC构成，其厚度超

　　过200μm，渗碳表面的显微硬度高达7000MPa。Shafiq等人对纯钛进行了离

　　子渗碳，采用威廉森-霍尔法估算了渗碳后钛纯表面的平均晶粒尺寸和微观应变，

　　并根据沉积参数的不同，发现结晶尺寸从50nm到100nm不等，微观应变随样

　　在众多钛合金中，TC4合金因其优良的整体性能而成为应用最广泛的钛合金，然

　　而，TC4合金在摩擦学领域的应用受到其硬度低、耐磨性差和摩擦系数高等不足

　　动力学尚未得到全面和充分的研究，仍有许多细节需要澄清。与应用广泛的TC4

　　合金相比，TC21合金在摩擦学领域的研究很少，只有少数几项关于摩擦磨损的

　　验通过进行室温下的干滑动摩擦磨损试验，深入探讨了TC21合金的轻微至严重

　　磨损转变机制，并明确了室温下的安全与危险工作区域，从而为TC21合金的耐

　　在不同的渗碳温度和渗碳时间条件下对TC4和TC21合金进行处理，使其表面形

　　磨损试验，滑动速度范围为0.2m/s-2.0m/s。试验收集了不同工作条件下的磨损

　　下TC21合金的磨损机制，并深入分析了轻微-严重磨损转变前后，试样表面及

　　内在机制，并据此绘制了TC21合金在室温条件下轻微-严重磨损转变关系的示

　　的渗碳效果和渗碳机制的结论。对渗碳后TA1、TC4、TC21合金进行了干滑动

　　TC21合金作为试验材料。这三种合金经过抛光处理后，使用能谱仪检测其化学

　　进行X射线衍射分析时，衍射角度范围为20°至100°，扫描速度设定为2°/min。

　　为便于标注，仅展示了30°至80°范围内的衍射图像。通过对衍射峰的分析，可

　　以确定每种合金的晶体结构类型和可能的成分，结果如图2.1所示，TA1合金只

　　的显微组织形貌进行观察，如图2.2所示。根据观察结果可得：TA1合金的原始

　　组织为等轴α-Ti相，晶粒较为粗大，平均尺寸约为48.12μm；TC4合金和TC21

　　合金的组织均由两种相组成，其中TC4合金的组织为等轴状的α-Ti相和网格状

　　的β-Ti相，平均晶粒尺寸分别约为12.49μm和1.02μm；而TC21合金的组织包

　　括浅色等轴状的α-Ti相和深色片状混合组织，深色片状混合组织是由于α-Ti相嵌

　　入到网格状β-Ti相中所导致，TC21合金中的α-Ti相与片状β-Ti相平均晶粒尺寸

　　微硬度测试。在本次研究中，采用了HV-1000A型号的维氏硬度计，设定试验载

　　品。随后，在室温条件下，利用MTS-810型多功能测试机对这些样品进行了压

　　在高温下的性能变化，我们采用了PerkinElmerDTA-7型差热分析仪对这些材料

　　温度为899.5℃，TC4合金的相转变温度为991.1℃，TC21合金的相转变温度为

　　在室温条件下（25℃），采用了MG-2000型高速高温销盘式摩擦磨损试验

　　机（如图2.5所示）对TC21合金试样进行了干滑动摩擦磨损试验。作为摩擦副

　　的圆盘，选择了直径为80mm、厚度为15mm的ASTM5150钢，其硬度达到了

　　58HRC。在试验开始之前，首先将TC21合金通过线mm的圆柱形试样，并对其上下表面通过砂纸和绒布依次进行打磨和抛

　　光，使其表面粗糙度（Ra）达到约0.4μm。接着，利用KQ2200型超声波清洗

　　仪和无水乙醇清洗剂对这些试样进行彻底的清洗，并进行烘干处理以备后续使用。

　　在磨损试验过程中，试样的磨损轨迹被设定为半径为30mm的圆形。每次试验结

　　磨损试验中，试样的滑动速度范围为0.2m/s-2.0m/s，施加的载荷在10N至

　　180N之间。试验从10N开始，逐渐增加载荷直至观察到试样表面出现严重塑

　　3000转。为了减小试验误差，每种条件下试验均进行三次，并取平均值作为最

　　图2.5（a）MG2000磨损试验机（b）试验所使用的磨盘、试样及其运动方式

　　合金表面，并逐渐向内部扩散，从而实现碳在合金中的渗透效果。如公式2.7所

　　生成TiC，所需的C的浓度逐渐降低，这意味着C原子在合金内部的扩散变得更

　　此，本试验选择了一个适中且较高的温度范围，即950℃至1100℃，对TA1合

　　法切割成多个直径为φ6mm×13mm的圆柱形试样。随后，对试样的上下表面进

　　mm。在试验过程中，逐渐装入适量渗碳剂，每堆积至15-20mm厚时，放入两

　　个试样并压实，确保试样间隔及与容器壁间隔都在15mm以上。为保持气密性，

　　后的试样物相组成。该设备的参数设置如下：管电压为40KV，光电流为30mA，

　　扫描速度为2°/min，扫描范围为20°-100°。通过对比分析磨损及渗碳前后不同合

　　金的物相组成变化，可以更深入地理解材料性能的改变。试验结束后，使用Jade

　　采用TESCANVEGA3型扫描电镜（SEM）对经过磨损处理后的试样表面，

　　20KV，电子束强度10A。为了深入分析材料表面的元素组成，还配合使用了

　　AztecX-Max50能谱仪（EDS）进行点、线、面扫描分析。通过这些技术手段，

　　抛光处理，并采用LEXT-OLS3000型激光共聚焦扫描显微镜来细致观察其表面

　　(1)本试验选用材料为TA1合金、TC4合金及TC21合金。TA1合金的组织

　　为等轴状α相，平均尺寸约为48.12μm。TC4合金的组织主要由等轴状α相和网

　　格状β相组成。其中，α-Ti相和β-Ti相的平均晶粒尺寸约为12.49μm和1.02μm。

　　而TC21合金则由浅色的等轴状α-Ti相和分布在其周围的深色片状混合组织构成，

　　深色片状混合组织的形成是由于α-Ti相嵌入到网格状β-Ti相中所导致的。TC21

　　合金中的α-Ti相与片状β-Ti相平均晶粒尺寸分别约为5.62μm和0.81μm。

　　的压缩屈服强度为897MPa，抗压强度为1495MPa。TC21合金的压缩屈服强度

　　合金的相转变温度为991.1℃，TC21合金的相转变温度为980.9℃。

　　采用的滑动速度范围为0.2m/s至2.0m/s，施加的载荷范围为10N至180N。通

　　过试验获得了试样的磨损率、磨损后的表面形貌、元素含量、组成相、表面硬度、

　　景非常广阔，但其摩擦性能差这一不足限制了其应用。目前TC21合金在摩擦学

　　变等方面仍存在许多未知。因此，对TC21合金进行干滑动摩擦磨损试验，在研

　　究其轻微-严重磨损转变机制的同时，划分出了室温下安全-危险工作区域，这对

　　TC21合金的耐磨性研究和应用具有重要意义。本研究通过应用干滑动摩擦磨损

　　方法，在不同载荷和滑动速度（0.2m/s至2.0m/s）下对TC21合金进行磨损试

　　图3.1为TC21合金在不同滑动速度下的磨损率-载荷关系曲线图。从总体上

　　应关系，例如，当载荷在10-30N范围时，0.2m/s的磨损率曲线m/s磨损率曲线的上方。这可能意味着在一定载荷范围内，滑动速度的增加

　　在低滑动速度（0.2m/s和0.5m/s）条件下，磨损率曲线呈现出三个明显阶

　　的快速上升阶段、20-70N的平稳上升阶段，以及超过70N后的急速上升阶段。

　　当滑动速度较快（1.0m/s和2.0m/s）时，磨损率曲线可以大致划分为两个

　　阶段。在1.0m/s的滑动速度下，在0-30N的负载范围内，磨损率呈现平稳上升

　　的趋势；而超过30N后，磨损率急剧上升。在2.0m/s的滑动速度下，磨损率曲

　　磨损率影响显著。随着滑动速度的增加（从0.5m/s到2.0m/s），磨损率曲线会

　　TC21合金磨损率的重要因素，高速滑动会导致更高的磨损率。图3.1中可以观

　　察到，在0.2-2.0m/s的速度范围内，磨损率与载荷之间的关系曲线均展现出一个

　　明显的转折点。具体来说，当载荷分别为70N、120N、30N和15N时，这些

　　曲线都呈现出显著的变化。参考Wang和Chen等人对镁合金磨损行为的研究，

　　其中提及的轻微-严重磨损转变的概念，可以将这些转折点视为TC21合金的轻

　　微-严重磨损转变的临界点。换言之，转折点之前的磨损阶段被定义为轻微磨损，

　　析。根据TC21合金的磨损率曲线变化特征，在不同滑动速度下，选择不同载荷

　　TC21合金的磨损机制，为绘制TC21合金的磨损机制转变图奠定基础。表3.1

　　滑动速度为0.2m/s时，磨损率曲线上升速度较慢，我们选取载荷为10N、

　　40N、60N和100N条件下的磨损后表面形貌进行观察分析，如图3.2。在10N

　　磨损表面（图3.2a）可以明显观察到很多颗粒碎屑存在，大量细小碎片分布在磨

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　　损表面，同时表面氧含量达到了5.2%，铁的含量为4.7%，这说明此时的主要磨

　　损机制为氧化磨损，即表面形成的氧化层由于磨损而破碎，这也是导致在0-20N

　　的范围内磨损率曲线上升速度较快的原因。观察加载载荷为40N的磨损表面（图

　　3.2b），可以看到表面依然存在碎屑，但数量较20N明显减少，同时氧含量为5.4%，

　　铁的含量升高为6.6%。说明此时磨损机制仍然是氧化磨损，但氧化层变厚并与

　　氧化铁混合形成了机械混合层。当加载载荷为60N时（图3.2c），表面碎屑和剥

　　落坑的数量有所增加，铁元素和氧元素含量分别为4.3%和5.0%，在表面局部区

　　域可以观察到机械混合层的碎裂（如图3.2中黄色箭头所示）。毫无疑问在20

　　N-70N的载荷范围内，磨损率曲线上升较慢的原因很大程度上是因为磨损表面形

　　样进入严重磨损阶段。在100N的加载载荷下（3.2d），观察到磨损表面上的机

　　在5.2%，而铁含量降至3.1%，证实了机械混合层存在剥离现象。由于机械混合

　　在0.2m/s的滑动速度下，整个磨损阶段氧元素含量一直保持在5.0%-5.4%

　　值。在70N之前，主要的磨损机制是氧化磨损；而在70N之后，主要的磨损机

　　图3.20.2m/s滑动速度下TC21合金不同加载载荷磨损表面SEM照片

　　在0.5m/s的滑动速度速度下，根据磨损率变化曲线N的磨损表面形貌进行分析。10N加载载荷下的磨损表

　　面形貌如图3.3a所示，可以看到在磨损表面存在一些碎屑和片状剥落坑，同时

　　EDS测得表面氧含量为4.8%，这表明此时主要的磨损机制为氧化磨损，铁含量

　　为4.8%表明磨损表面已经开始形成机械混合层。当加载载荷为60N时，磨损表

　　图3.30.5m/s滑动速度下TC21合金不同加载载荷磨损表面SEM照片

　　面（图3.3b）发生轻微的塑性变形，变得光滑平整且碎屑和剥落坑数量有所减少，

　　EDS测得表面氧含量为4.7%，但铁元素含量升至5.3%，表明此时的磨损机制仍

　　面可以清晰的看到机械混合层脱落的痕迹（如图3.3b黄色箭头所示）。当加载载

　　荷为100N时，磨损表面（图3.3c）存在较多的裂纹源、裂纹扩展以及剥落坑，

　　氧含量为4.7%但铁含量下降到3.3%。这说明此时磨损机制仍然为氧化磨损，但

　　机械混合层已经在局部破裂并脱落。当载荷增加到140N时，磨损表面出现了严

　　的氧含量和铁含量分别为2.5%和1.7%，都处于较低的水平。因此，此时的主要

　　转变载荷，在120N之前主要的磨损机制为氧化磨损，在120N以后主要磨损机

　　存在，说明在这个滑动速度下基本没有氧化磨损。根据磨损率变化曲线N的磨损表面形貌进行分

　　析。当加载载荷为10N时（见图3.4a），观察到磨损表面出现许多与滑动方向平

　　粘着磨损。当加载载荷为25N时（图3.4b），磨损表面形貌与载荷为10N的表

　　塑性变形。当加载载荷为35N时（图3.4c），粘着磨损特征特别明显，磨损表面

　　载荷为50N时（见图3.4d），观察到试样表面因为粘着引起的鱼鳞状花纹区域更

　　结合以上分析，在1.0m/s的滑动速度下，30N为轻微-严重磨损的转变载荷，

　　图3.41.0m/s滑动速度下TC21合金不同加载载荷磨损表面SEM照片

　　为10N时（见图3.5a），磨损表面出现了剪切撕裂坑，这是典型的粘着磨损特征，

　　低，分别为2.5%和1.0%，因此此时的主要磨损机制为粘着磨损。当载荷增加到

　　15N时（图3.5b），表面出现大量裂纹但并没有发生大面积剥落，表面氧含量为

　　图3.52.0m/s滑动速度下TC21合金不同加载载荷磨损表面SEM照片:

　　9.3%，铁含量高达13.6%，说明此时表面的机械混合层发生了严重氧化，存在大

　　此时的磨损机制主要为严重氧化磨损和塑性变形。当载荷增加至20N（见图3.5c）

　　元素含量分别为8.4%和9.5%，因此主要磨损机制为机械混合层的大规模剥落和

　　严重塑性变形。当载荷增加至25N（见图3.5d）时，磨损表面变得非常平坦，

　　表面的塑性变形非常明显，氧元素和铁元素含量分别为9.6%和11.8%，因此此

　　结合以上分析，在2.0m/s的滑动速度下，15N为轻微-严重磨损的转变载荷，

　　根据图3.6中TC21合金的轻微-严重磨损转变载荷与滑动速度关系曲线，可

　　以观察到以下情况：滑动速度介于0.2m/s至0.5m/s之间时，轻微-严重磨损转

　　变载荷点随着滑动速度的增加而增大，从70N增加到120N。而当滑动速度在

　　0.5m/s至2.0m/s范围内时，轻微-严重磨损转变载荷点随着滑动速度的增加而减

　　小（从120N减小到15N），其中滑动速度为0.5m/s-1.0m/s时的减小速度明显

　　大于滑动速度为1.0m/s-2.0m/s的减小速度。这暗示着随着滑动速度的进一步增

　　损机制不同，在上升阶段（0.2m/s-0.5m/s）的严重磨损机制为氧化磨损。在下

　　获得的试验数据来制作折线图，并标出磨损机制对应的区域，以此来分析TC21

　　合金在磨损试验过程中的磨损机制转变过程，从而制作TC21合金磨损机制转变

　　CD’是严重磨损区中，在粘着磨损的基础上发生轻微塑性变形和严重塑性变形的

　　分界线；CC’是出现粘着磨损和氧化磨损的分界线。CD线为发生粘着磨损的基

　　个部分，分别对应不同阶段的磨损机制，对我们预测或分析TC21钛合金的摩擦

　　（2）当滑动速度小于1.0m/s时，轻微磨损阶段的磨损机制主要以氧化磨损

　　于1.0m/s时，严重磨损阶段和轻微磨损阶段均出现粘着磨损，其最大区别之处

　　微塑性变形和严重塑性变形；轻微磨损阶段会出现鱼鳞状花纹，裂纹等表面现象，

　　（4）当滑动速度大于0.5m/s时，通过不同的试验数据分析，可以直观地发

　　现试验条件对TC21合金轻微-严重磨损转变的影响：在室温条件下，滑动速度

　　的滑动速度中，0.5m/s的磨损量在各种载荷下都保持最低。因此，我们可以得

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　　析出材料的合理工作区间，使该种材料的产品在应用时可以发挥最大的使用潜能。

　　图3.8TC21合金在不同滑动速度下轻微-严重磨损转变前后磨损表面XRD分析

　　从图中可以发现，在滑动速度为0.2m/s、0.5m/s和2.0m/s的条件下，均观

　　注意的是，当滑动速度为0.2m/s时，对比轻微至严重磨损转变前后的衍射峰强

　　度，发现在载荷为80N（严重磨损阶段）时氧化铁的衍射峰强度低于载荷为60N

　　脱落，这与3.2节的结论一致。在滑动速度为0.5m/s的条件下，对TC21合金的

　　磨损表面进行XRD分析发现，在轻微至严重磨损转变前（40N载荷）存在氧化

　　性变形的转变。而在滑动速度为1.0m/s时，XRD分析结果较为特殊，未观察到

　　显氧化。当滑动速度增加至2.0m/s时，无论载荷如何变化，均检测到大量的氧

　　化钛和氧化铁衍射峰，这此时表明表面氧化程度非常严重。这与表3.1中氧元素

　　过程提供参考价值。图3.9展示了在不同滑动速度和载荷作用下，试样磨损后的

　　在滑动速度为0.2m/s的条件下，随着施加的载荷从10N增加至80N，试

　　样的表面硬度从352.3HV提升至436.2HV。然而，当载荷进一步增加至120N

　　时，硬度迅速下降至387.8HV。结合EDS和XRD的分析结果，可以断定氧化

　　层的形成对硬度的增强起到了显著作用，因为TC21合金的初始硬度约为342HV，

　　而在0.2m/s的滑动速度下，氧含量稳定维持在约5wt%，由于氧化钛具有较高的

　　到80N时，磨损已进入严重阶段，但表面硬度仍在上升而非下降，这表明在0.2

　　m/s的滑动速度下，表面硬度的变化并不是轻微磨损向严重磨损转变的关键因素。

　　当载荷增加至100N和120N时，表面硬度显著下降，这归因于机械混合层发生

　　在滑动速度为0.5m/s的条件下，试样表面硬度在轻微磨损阶段从411.2HV

　　逐步增加至439.6HV。但当载荷增至120N时，表面硬度迅速降低，至180N

　　时降至342.7HV。与其他滑动速度相比，0.5m/s下的表面硬度普遍较高，这是

　　该速度下磨损量较少的一个重要原因。在0.2m/s的滑动速度下，试样与摩擦副

　　而，在0.5m/s的滑动速度下，表面在纵向载荷和摩擦加热的作用下发生轻微塑

　　0.2m/s时更薄的氧化层。这种氧化铁含量较少的氧化层更易于压实且坚硬，使

　　得氧化层的碎裂仅限于表面局部区域，避免了大面积剥落。这也是0.5m/s滑动

　　在滑动速度为1.0m/s的情况下，轻微至严重磨损转变前，试样的硬度从366.3

　　HV逐渐增强至391HV。然而，当达到30N的轻微至严重磨损转变点后，硬度

　　迅速降低，至50N时已降至346HV。值得注意的是，在1.0m/s的滑动速度下，

　　EDS数据和XRD图像均未检测到氧元素和氧化物的存在，因此可以排除氧化物

　　对硬度变化的影响。在轻微磨损阶段，表面硬度显著高于342HV，这表明此时

　　当滑动速度增加至2.0m/s时，轻微至严重磨损转变前，试样的硬度在400HV

　　以上。然而，与1.0m/s时的情况类似，在转变点之后，磨损试样的表面硬度迅

　　以推断，在中高滑动速度下（1.0m/s和2.0m/s），表面软化可能是严重塑性变形

　　此对磨损材料亚表层的研究十分重要，也对探索TC21合金的轻微-严重磨损转

　　料硬度变化一般会呈现先缓慢增加，然后有一段快速的下降过程，最后趋于平稳。

　　所以我们推测TC21合金的轻微-严重磨损转变机制和亚表层组织转变与再结晶

　　图3.10展示了在轻微-严重磨损转变点前后，滑动速度为1.0m/s时磨损试样

　　的亚表层截面形貌。当滑动速度为1.0m/s时，可以观察到，α-Ti晶粒在材料滑

　　塑性变形区厚度约为75.8μm。随着流线趋近表面，流线之间的间距变小，这表

　　明塑性应变在增大。当载荷增加到40N时（图3.10b），进入严重磨损阶段，塑

　　性变形区加深到86.8μm。总的来看，摩擦影响区的厚度会随着载荷的增大而增

　　大。此外，进入严重磨损阶段后，磨损表面下0-3.5μm区间范围内出现了细晶

　　组织，这种微观结构变化与镁合金磨损表面下形成的DRX显微结构[39,40,94,95]极其

　　层存在DRX结构，如图3.11所示。随着滑动速度的增加，摩擦影响区厚度也大

　　幅增加。载荷为20N时，摩擦影响区厚度为113.7μm，顶部细晶组织结构厚度

　　为6.3μm。载荷为25N时，摩擦影响区厚度增加到127.9μm，其中细晶组织结

　　构厚度为7.1μm。根据金属材料的动态再结晶理论，满足塑性变形程度大和温度

　　1678°C，因此其最低再结晶温度约为671.2°C。由于钛合金具有低导热性和高

　　DRX温度。此外，纯铜、铜铝合金、铝硅合金和TC4合金在室温下都已经发现

　　后的试样进行了特定深度的硬度测量。具体为在磨损表面下方0-200μm的范围

　　内，测量了在1.0m/s和2.0m/s的滑动速度下，不同加载载荷对应截面梯度的硬

　　TC21合金基体的硬度值，约为342HV。这种硬度随深度变化的趋势，是应变硬

　　化的典型表现。然而在1.0m/s-40N时和2.0m/s-20N的条件下（轻微-严重磨损

　　围与之前观察到的细晶区域位置吻合。在低谷处，梯度硬度略低于合金基体硬度，

　　这表明磨损表面附近材料在磨损过程中发生了软化。结合第3.4.3节的分析，可

　　别代表轻微磨损阶段和严重磨损阶段。在轻微磨损阶段，磨损率的变化相对平缓；

　　曲线处于最下方位置，这表明在0.5m/s的滑动速度下，TC21合金展现出了最佳

　　线，我们可以得出以下结论：在0.2m/s的滑动速度下，在轻微磨损阶段，主要

　　变为机械混合层的大量破裂。在0.5m/s的滑动速度下，轻微磨损阶段磨损机制

　　为氧化磨损，当滑动速度在1m/s至2.0m/s的范围内变化时，轻微磨损阶段为

　　机制，对我们预测和分析TC21钛合金的摩擦磨损行为以及不同条件下的应用有

　　面软化，导致硬度下降。值得注意的是1.0m/s的滑动速度下试样基本没有发生

　　损阶段，试样的梯度硬度会随着深度增加而逐渐减小，直至降低到基体硬度水平。

　　固体渗碳对TA1合金、TC4合金和TC21合金的渗碳效果和渗碳机制。首先，固

　　数和方法，以满足特定应用需求。最后，在1m/s滑动速度和不同载荷作用下，

　　为了探究渗碳温度对钛合金渗碳效果的影响，对TA1合金、TC4合金和TC21

　　合金在不同温度下进行了时长为4h的固体渗碳处理。图4.1展示了在不同温度

　　下，TA1合金渗碳4h后的表面形貌。在950℃（图4.1a）时，渗碳表面可见大

　　量颗粒状组织，这些颗粒之间存在明显的孔隙。随着温度上升至1000℃（图4.1b），

　　渗碳表面的颗粒状组织和孔隙的尺寸都有所增加。而当温度达到1050℃（图4.1c）

　　致密。当温度继续上升至1100℃（图4.1d）时，虽然表面组织形态与1050℃时

　　图4.2为不同温度下对TC4合金渗碳4h后的表面形貌图。在950℃温度下

　　（图4.2a），TC4合金表面出现了大量直径约为0.49μm的近似球状的小颗粒。

　　温度为1000℃时（图4.2b），渗碳表面出现了大量的直径约为3.8μm的棒状颗

　　粒，这些棒状颗粒大部分被凹槽所隔离。温度为1050℃时（图4.2c），大部分的

　　温度为1100℃时（图4.2d），薄层表面的孔洞尺寸明显增大，变成脱落坑，暴露

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