鈦合金表面Nb－C復(fù)合滲層摩擦磨損性能的研究

王振霞，賀志勇，王文波，王英芹，唐 賓

(太原理工大學(xué)表面工程研究所，太原030024)

鈦合金表面Nb－C復(fù)合滲層摩擦磨損性能的研究

王振霞，賀志勇，王文波，王英芹，唐 賓

(太原理工大學(xué)表面工程研究所，太原030024)

為提高鈦合金表面的耐磨性能，采用等離子表面合金化技術(shù)在Ti6Al4V(TC4)合金表面形成含Nb的梯度改性層，然后進(jìn)行滲C復(fù)合處理，得到Nb－C復(fù)合改性層，研究了改性層的顯微組織形貌、成分分布、相結(jié)構(gòu)特征及硬度分布，并進(jìn)行了球盤摩擦磨損實(shí)驗(yàn).結(jié)果表明，Nb、C元素呈梯度分布，合金層主要由Ti、TiC、Nb2C、NbC等相組成，Nb、C復(fù)合滲后表面硬度達(dá)800 HK.摩擦磨損實(shí)驗(yàn)表明，Nb－C表面復(fù)合處理后耐磨性明顯提高.

摩擦磨損性能;Ti6Al4V(TC4);滲Nb;Nb－C復(fù)合處理

鈦合金密度小、比強(qiáng)度高，廣泛用于航空航天領(lǐng)域，如渦輪發(fā)動機(jī)、飛機(jī)構(gòu)架等.但是鈦合金在高溫下易氧化、耐磨性差、導(dǎo)熱性能差，從而限制了其應(yīng)用［1］.在高溫、高壓環(huán)境中，鈦合金迅速氧化，氧化反應(yīng)是放熱過程，將會發(fā)生自蔓延反應(yīng)而導(dǎo)致鈦的燃燒.這些現(xiàn)象經(jīng)常發(fā)生在發(fā)動機(jī)的高壓壓縮機(jī)中，因此發(fā)展阻燃鈦合金是航空業(yè)的迫切需求.阻燃鈦合金在抗燃條件下具有良好的綜合性能，尤其是保持較高的強(qiáng)度和優(yōu)異的耐磨性能［2］.對鈦及鈦合金進(jìn)行表面合金化是提高阻燃性能及耐磨性能最為經(jīng)濟(jì)有效的一種途徑.Ti－45Nb合金是目前重點(diǎn)發(fā)展的阻燃鈦合金體系之一［3］，生產(chǎn)成本高、工藝復(fù)雜.通過等離子合金化技術(shù)在普通鈦合金表面形成Ti－Nb合金層［4］，替代價(jià)格昂貴的整體阻燃合金，大大降低生產(chǎn)成本.先期的實(shí)驗(yàn)表明，在TC4表面形成的Ti－Nb合金層較基體高溫氧化性能提高數(shù)倍［5］，具有阻燃性能.

本文在Ti－Nb合金層基礎(chǔ)上進(jìn)行滲C復(fù)合處理，形成Ti－Nb－C復(fù)合層，以期提高表面硬度，改善Ti－Nb合金層摩擦磨損性能.

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 材料

實(shí)驗(yàn)采用TC4作為基體材料，試樣尺寸為φ12 mm×3 mm.采用等離子表面合金化技術(shù)在基體表面進(jìn)行滲Nb處理，如何制備在文獻(xiàn)［4］中有詳細(xì)介紹.滲Nb完成后再進(jìn)行滲C復(fù)合處理，滲C工藝采用傳統(tǒng)固體粉末包埋法，滲碳溫度為920℃，保溫時(shí)間為4 h.

1.2 檢測方法

試樣經(jīng)Nb、C復(fù)合滲后從截面取樣，采用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察;滲層成分采用輝光放電光譜儀 GDA750測定;采用 Rigaku X－Ray diffractometer進(jìn)行相結(jié)構(gòu)分析;采用LecoM－400－H1型顯微硬度測量儀檢測滲層截面的硬度分布;摩擦磨損實(shí)驗(yàn)采用WM－2004球盤摩擦磨損實(shí)驗(yàn)儀，配副采用直徑4 mm的淬火碳素鋼球，實(shí)驗(yàn)參數(shù)選定載荷100 N，磨痕軌道半徑 4 mm，轉(zhuǎn)速 1000 r/min，滑動時(shí)間20 min，總行程500 m.實(shí)驗(yàn)室溫度(20±2)℃，相對濕度RH(65±5)%.磨痕形貌采用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行觀察.

2 結(jié)果與分析

2.1 試樣Nb、C復(fù)合滲后的顯微組織、成分分布及其相結(jié)構(gòu)

前期實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，Ti－Nb合金層主要由Nb在α－Ti和β－Ti中形成的固溶體組成，表層Nb的質(zhì)量分?jǐn)?shù)可達(dá)65%以上，滲層厚度近40 μm［6］.圖1為TC4試樣經(jīng)Nb、C復(fù)合處理后截面的顯微組織形貌，可以看出，在原滲Nb試樣β晶內(nèi)形成針狀α相，α和β相交錯(cuò)排列，呈編織物狀.圖2為TC4試樣經(jīng)過Nb、C復(fù)合處理后成分分布曲線，可以看出，自表層幾μm處存在一個(gè)Nb、C含量陡降區(qū)，之后呈平緩梯度下降.

圖1 Ti－Nb－C合金層截面金相顯微組織

Nb、C復(fù)合滲后相組成見圖3，結(jié)合Ti－C、Nb－C相圖可知，復(fù)合滲后表面主要由Ti、TiC、Nb2C、NbC等相組成.

圖2 Ti－Nb－C合金層成分分布曲線

圖3 Ti－Nb－C合金層的XRD譜圖

2.2 試樣Nb、C復(fù)合滲后截面顯微硬度分布

圖4為滲Nb和Nb、C復(fù)合滲后試樣截面的硬度分布曲線.

圖4 滲層截面顯微硬度曲線

由圖4可見，滲Nb后表面硬度最高為390 HK，Nb的滲入提高了TC4表面硬度.文獻(xiàn)表明鈦硬度低是由于晶格常數(shù)c/a的比值小的原因［7］，而Nb的滲入使c/a值增大，提高了鈦合金表面的硬度.Nb、C復(fù)合滲后表層最高硬度達(dá)800 HK，是因?yàn)楸砻嫔闪薚iC、Nb2C、NbC等碳化物.C元素屬于α穩(wěn)定元素，與α和β有限溶解，有包析反應(yīng).當(dāng)C的質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過0.2%時(shí)析出TiC，TiC具有超高硬度(僅次于金剛石)，因此提高了鈦合金表面Ti－Nb－C合金層的硬度.

2.3 摩擦磨損實(shí)驗(yàn)結(jié)果

球盤磨損實(shí)驗(yàn)原理簡圖見圖5，試驗(yàn)時(shí)鋼球(不自轉(zhuǎn))相對于試樣做圓周滑動，圓盤型試樣固定.

2.3.1 摩擦系數(shù)

在相同條件下，對于相同的摩擦副，摩擦系數(shù)小，耐磨性好;反之，耐磨性差.圖6(a)、(b)和(c)分別為基體TC4、Ti－Nb合金層、Ti－Nb－C合金層的摩擦系數(shù)與滑動時(shí)間的關(guān)系曲線.由圖6(a)可見，在開始摩擦階段，摩擦處于跑合階段，摩擦系數(shù)隨滑動時(shí)間的延長而急劇上升，較短時(shí)間后摩擦系數(shù)降低，并且在數(shù)分鐘之后摩擦系數(shù)趨于穩(wěn)定，進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段.由圖6(b)可見，試樣進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段的時(shí)間較長些，這是由于等離子滲Nb后試樣表面粗糙度增加的原因.在跑合階段，摩擦系數(shù)主要由硬的粒子或微凸體的犁削作用支配，因?yàn)楣腆w表面均有污染，在這個(gè)階段粘著不起多大作用，原始表面的粗糙度主要影響摩擦系數(shù).隨著摩擦的進(jìn)行，表面的微凸體逐漸遷移，達(dá)到“微拋光”作用，這樣犁削作用下降，摩擦系數(shù)下降，進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段.由圖6(c)可見，Nb－C復(fù)合滲后摩擦比較均勻，摩擦系數(shù)保持恒定.基體TC4、Ti－Nb合金層、Ti－Nb－C合金層的平均摩擦系數(shù)分別為 0.397、0.147、0.143.處理后試樣摩擦系數(shù)比基體明顯降低，其中Ti－Nb－C合金層的摩擦系數(shù)最小，Nb、C復(fù)合處理后起到了減摩作用.

圖5 球盤磨損實(shí)驗(yàn)原理簡圖

圖6 摩擦系數(shù)－滑動時(shí)間關(guān)系曲線

2.3.2 磨痕形貌

經(jīng)過500 m的滑動行程后，基體TC4、Ti－Nb合金層、Ti－Nb－C合金層的磨痕形貌分別如圖7(a)、(b)和(c)所示.由圖7(a)可見，基體TC4磨痕寬度為800 μm左右，磨痕范圍較大，基材磨痕表面具有嚴(yán)重的撕裂與塑性流動特征，產(chǎn)生很深的犁溝，說明在摩擦過程中發(fā)生嚴(yán)重的切屑和粘著磨損，所以摩擦系數(shù)和磨損量較大［8］.另外，也是由于基材硬度較低，在干摩擦條件下承載能力較差的緣故［9］.由圖7(b)可見，Ti－Nb合金層磨痕寬度為520 μm，比基體TC4磨痕寬度小，犁溝不明顯.由圖7(c)可見，Ti－Nb－C合金層磨痕寬度為354 μm左右，磨痕較淺，甚至未能形成完整的溝槽，磨損量遠(yuǎn)低于基材TC4.Nb－C復(fù)合表面改性處理后，在鈦合金表層形成彌散硬質(zhì)相，使Ti－Nb－C合金層硬度提高，承載能力提高，提高了基體TC4的耐磨性能.圖7(b)和(c)磨損機(jī)理以粘著磨損和磨粒磨損為主要形式.

2.3.3 比磨損率

比磨損率是用來表征材料抗磨性能的，根據(jù)文獻(xiàn)［10］，比磨損率定義為

式中:WR為比磨損率(mm3·N－1·m－1);WV為磨損體積;F為載荷，實(shí)驗(yàn)中為100 N;d為滑動距離，實(shí)驗(yàn)中為500 m.

磨痕尺寸示意圖見圖8，其中t為磨痕深度(mm);b為磨痕寬度(mm);r為磨痕軌道半徑(4 mm).

圖7 磨痕形貌

圖8 磨痕尺寸示意圖

磨損體積為:

基體TC4、Ti－Nb合金層、Ti－Nb－C合金層三者的摩擦系數(shù)、比磨損率見表1.Ti－Nb合金層、Ti－Nb－C合金層的比磨損率分別是基體TC4的1/4、1/12.由比磨損率可以看出Ti－Nb－C合金層較基體耐磨性得到顯著提高.

表1 摩擦系數(shù)與比磨損率

3 結(jié)論

1)Nb－C復(fù)合表面處理后Nb元素與C元素向基體擴(kuò)散，形成梯度擴(kuò)散層，表面主要由Ti、TiC、Nb2C、NbC等相組成.

2)Ti－Nb合金層硬度提高的主要原因是Nb的滲入使軸比c/a增大;Ti－Nb－C合金層硬度進(jìn)一步提高是因?yàn)樵赥i－Nb合金層的基礎(chǔ)上生成TiC、Nb2C、NbC等硬質(zhì)相顆粒.

3)Ti－Nb合金層、Ti－Nb－C合金層的摩擦系數(shù)分別為0.147、0.143，比磨損率分別是原始試樣的1/4、1/12，耐磨性提高.

4)鈦合金基體以粘著磨損為主要形式，Ti－Nb－C合金層磨損機(jī)理以粘著磨損和磨粒磨損為主要形式.

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Study on frictional wear performance of titanium alloy after surface Nb-C composite treatment

WANG Zhen-xia，HE Zhi-yong，WANG Wen-bo，WANG Ying-qin，TANG Bin
(Research Institute of Surface Engineering，Taiyuan University of Technology，Taiyuan 030024，China)

To improve the wear resistance of titanium alloy，niobium gradient modified layer was prepared on surface of Ti6Al4V(TC4)by plasma surface alloying process firstly，then carburizing was conducted to form the Nb－C composite gradient modified layer.Micro-structure，ingredient distribution，phase structure and hardness distribution of the modified layer were analyzed.Pin-on-disc test was also carried out，and the results indicated that Nb and C elements were distributed by a gradient，the modified layer was mainly composed of Ti，TiC，Nb2C，NbC phases etc.Surface hardness of the modified layer Ti－Nb－C was up to 800 HK.Wear resistance was improved obviously after Nb－C surface composite treatment.

friction and wear performance;Ti6Al4V(TC4);niobium alloying;Nb－C composite treatment

TH115.5 文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A 文章編號：1005－0299(2011)02－0122－04

2010－03－05.

山西省自然科技基礎(chǔ)研究基金資助項(xiàng)目(2008012008－3);國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51071106，50271045);國家高技術(shù)研究發(fā)展計(jì)劃資助項(xiàng)目(2007AA03Z521).

王振霞(1980－)，女，博士生，講師;

賀志勇(1964－)，男，博士，教授.

賀志勇，E-mail:hezhiyong@tyut.edu.cn.

(編輯 程利冬)