張新華，付雪松，蓋鵬濤，李瑞冬，李 康

（1.航空工業(yè)北京航空制造工程研究所，北京 100024；2.塑性成形技術(shù)航空科技重點實驗室，北京 100024；3.數(shù)字化塑性成形技術(shù)與裝備北京市重點實驗室，北京 100024；4.大連理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，大連 116085）

鈦合金在航空航天領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用，但其對微動磨損極為敏感，在微動服役環(huán)境下易發(fā)生微動疲勞失效。眾所周知，航空渦輪發(fā)動機(jī)葉片榫頭連接處的微動磨損現(xiàn)象致使鈦合金葉片疲勞壽命顯著降低[1-2]，據(jù)統(tǒng)計分析,20%的航空發(fā)動機(jī)故障是由榫頭-榫槽連接部位失效造成。有報道稱由于微動磨損的影響導(dǎo)致某些構(gòu)件的疲勞壽命降低30%，甚至80%[3]。因此，關(guān)于微動磨損方面的研究工作愈發(fā)得到重視。

噴丸形變強(qiáng)化已被公認(rèn)為提高鈦合金零件常溫條件下微動疲勞抗力最為有效的方法，廣泛應(yīng)用于航空領(lǐng)域抗疲勞制造方面[4-6]，該工藝具有成本低、易操作、效率高等優(yōu)點。噴丸處理引入的表層殘余壓應(yīng)力，降低疲勞裂紋早期擴(kuò)展速度，是噴丸抗微動疲勞強(qiáng)化的重要機(jī)理。目前，噴丸處理對微動磨損性能的影響規(guī)律，尚不完全統(tǒng)一。劉道新等[7]研究了Ti-6Al-4V合金微動磨損，發(fā)現(xiàn)噴丸處理使微動磨損速率降低、摩擦系數(shù)減小，有利于改善抗微動磨損性能。但王世洪等[8]研究噴丸處理Ti-10V-2Fe-3Al合金微動磨損后，發(fā)現(xiàn)噴丸處理增大了微動磨損量，降低抗微動磨損性能。Fridrici等[9]研究噴丸強(qiáng)化Ti-6Al-4V合金，發(fā)現(xiàn)微動磨損初期的摩擦系數(shù)比未處理試樣低，但磨損達(dá)到穩(wěn)態(tài)時摩擦系數(shù)基本一致，噴丸處理前后Ti-6Al-4V鈦合金的微動磨損體積基本相同。陳明[10]對濕噴丸處理Ti-6Al-4V合金的微動磨損試驗結(jié)果顯示，噴丸試樣在試驗初期摩擦系數(shù)和磨損體積均比未處理試樣高。由此可見，噴丸強(qiáng)化鈦合金微動磨損行為的研究有待進(jìn)一步深入探究。

本文采用濕噴丸技術(shù)對Ti-6Al-4V合金進(jìn)行表面強(qiáng)化處理，研究部分滑移、混合滑移和完全滑移等不同狀態(tài)下鈦合金樣品的微動磨損行為，從微動狀態(tài)角度探討噴丸強(qiáng)化對鈦合金微動磨損性能的影響規(guī)律。

試驗及方法

試驗材料采用厚度為3mm熱軋+退火狀態(tài)的Ti-6Al-4V合金板材。掃描電鏡觀察微觀組織如圖1所示，灰色為α相，白色為晶界β相，化學(xué)成分如表1所示。

濕噴丸試驗設(shè)備采用JY-120WB型液體噴丸機(jī)。噴丸參數(shù)：磨液比10∶1，氣壓0.35MPa，噴丸時間16s，噴丸強(qiáng)度0.25mmN，陶瓷丸粒度0.4mm。采用Nano-indenter XP型納米壓痕儀測試樣品的納米硬度。采用腐蝕剝層法對試樣表層不同深度測量納米硬度。

表1 Ti-6Al-4V鈦合金的化學(xué)成分

圖2 高頻往復(fù)式微動磨損試驗機(jī)Fig.2 High frequency reciprocating fretting wear tester

微動磨損試驗在MGW-02型高頻微動摩擦磨損試驗機(jī)上進(jìn)行，如圖2所示。采用鈦合金球/盤摩擦副，其中球尺寸為Φ10mm，圓盤尺寸為Φ24×3mm。微動磨損試驗參數(shù)為：法向載荷100N、磨損頻率10Hz、磨損時間1h，位移幅值分別為 50μm、100μm、150μm。利用ZEISS-SUPRA55型掃描電鏡觀察磨痕微觀形貌。

結(jié)果與討論

1 納米壓痕

圖3（a）給出了鈦合金經(jīng)過濕噴丸處理后表層不同深度區(qū)域的納米壓痕載荷（p）-深度（h）曲線。隨著深度增加，壓痕最大載荷值逐漸降低，最大壓入深度略有增加。濕噴丸處理在表層一定深度范圍內(nèi)提高了材料的硬度，如圖3（b）所示，納米硬度值由表層向內(nèi)層逐漸減小，當(dāng)深度超過80μm時納米硬度下降趨于平緩，逐漸接近基體母材的硬度，這表明濕噴丸強(qiáng)化在材料表層形成約80μ m深硬化層。

圖3 不同深度的p-h曲線和納米硬度隨影響層深度的變化曲線Fig.3 p-h curves of different depths and the relationship of nano-hardness and depth

2 磨痕特征

圖4是試樣在位移幅值分別為50μm、100μm、150μm 時的磨痕形貌，其中圖 4（a）、（c）、（e）是未噴丸試樣結(jié)果，圖 4（b）、（d）、（f）為噴丸試樣結(jié)果。當(dāng)位移幅值為50μm時，未噴丸和噴丸試樣的微動接觸區(qū)均以粘著為主，產(chǎn)生的磨損比較輕微，如圖4（a）和（b）所示，為典型的部分滑移狀態(tài)。位移幅值增大為100μm時，試樣的微動磨損形貌轉(zhuǎn)變?yōu)榈湫偷幕旌匣茽顟B(tài)，如圖4（c）和（d）所示。未噴丸試樣的磨痕形貌特征為：中心的粘著區(qū)（圖4（c）中I），磨痕邊緣的微滑磨損區(qū)（圖4（c）中III），和介于兩者之間的塑性形變積累區(qū)（圖4（c）中II）。但對于噴丸試樣磨痕形貌，塑性變形積累區(qū)不明顯，磨痕主要表現(xiàn)為中心粘著區(qū)（圖4（d）中I）和微滑磨損區(qū)（圖4（d）中II）兩部分。當(dāng)位移幅值為150μm時，未噴丸試樣和濕噴丸試樣磨痕特征均以磨損為主，中心區(qū)域無粘著，微動處于完全滑移狀態(tài)，如圖 4（e）和（f）所示。

對比未噴丸和噴丸Ti-6Al-4V合金在不同微動幅狀態(tài)下的磨痕，發(fā)現(xiàn)部分滑移狀態(tài)時兩者微動損傷很輕微；完全滑移狀態(tài)時噴丸處理對磨損影響也不大；但在混合滑移狀態(tài)時，噴丸處理由于加工硬化作用，顯著減小了局部塑性形變區(qū)。

通常在混合滑移和完全滑移狀態(tài)時，存在裂紋萌生和磨損的競爭機(jī)制，混合滑移狀態(tài)下由于塑性形變嚴(yán)重，易產(chǎn)生微裂紋，完全滑移狀態(tài)下則以磨損為主[11]。許多研究認(rèn)為[12-15]，在混合滑移狀態(tài)時，粘著區(qū)邊緣的塑性形變累積會導(dǎo)致局部疲勞失效而引發(fā)微裂紋萌生。在微動疲勞失效中，混合滑移狀態(tài)下的這種微裂紋將作為初始裂紋而顯著降低試樣疲勞壽命，其不利影響遠(yuǎn)高于完全滑移下的磨損損傷[16]。

3 局部疲勞分析

根據(jù)赫茲接觸理論，混合滑移狀態(tài)下微動過程中，微動球會在圓盤表層產(chǎn)生壓應(yīng)力和切應(yīng)力，產(chǎn)生半徑為a的磨痕，磨痕粘著區(qū)半徑為c，如圖5所示。以磨痕中心為原點建立坐標(biāo)系，中心位置壓應(yīng)力最大，向邊緣區(qū)域逐漸減小，x方向的壓應(yīng)力分布為：

式中，p0為靜態(tài)赫茲接觸時，接觸中心的最大壓應(yīng)力，假設(shè)靜態(tài)時微動球受到的恒定正向載荷P的作用而壓迫到基體表面，產(chǎn)生半徑為r的接觸區(qū)，則中心最大壓應(yīng)力p0為：

根據(jù)圖4磨痕形貌觀察發(fā)現(xiàn)，當(dāng)位移幅值為50μm時，微動磨損處于部分滑移狀態(tài)，損傷十分輕微，接觸區(qū)以粘著為主，所以磨痕與靜態(tài)赫茲接觸區(qū)最為接近，磨痕半徑近似等于靜態(tài)接觸區(qū)半徑。

圖4 不同幅值的微動磨痕圖Fig.4 Surface morphology of fretting wear under different amplitudes

圖5 混合滑移狀態(tài)接觸區(qū)受力分析Fig.5 Stress analysis of contact zone in the state of partial slip

在微動磨損過程中，磨痕局部所受切向力沿x方向分布可表示為[12]：

式中，μ為摩擦系數(shù)，q'(x)代表彈性變形范圍內(nèi)粘著區(qū)的切應(yīng)力分布，可表示為：

根據(jù)公式（1）～（4），微動接觸區(qū)的壓應(yīng)力和切應(yīng)力沿x方向的分布規(guī)律可表示為圖5。其中，壓應(yīng)力的最大值在接觸區(qū)中心，而切應(yīng)力的最大值位于粘著區(qū)邊緣（x=±c）位置。

對圖5磨痕測量得2a=533μm，2c=200μ m。對于Ti-6Al-4V合金，μ可取值0.7[10]，計算得粘著區(qū)邊緣最大切應(yīng)力qmax=776MPa。依據(jù)文獻(xiàn)[17]中Ti-6Al-4V合金的S-N曲線，當(dāng)疲勞應(yīng)力為776MPa時，合金處于易于發(fā)生疲勞失效。由此定性地說明混合滑移狀態(tài)最大切應(yīng)力處易發(fā)生局部疲勞失效。

對于混合滑移狀態(tài)，磨痕最大切應(yīng)力區(qū)（圖 4（c）、（d）中粘著區(qū)邊緣），進(jìn)行微觀組織觀察，如圖6所示。圖6（a）、（b）為相應(yīng)的圖 4（c）中 II區(qū)和圖4（d）中II區(qū)的局部放大微觀組織圖。從圖6（a）發(fā)現(xiàn)磨屑堆積，塑性形變較為嚴(yán)重，有微裂紋萌生，表明微動磨損導(dǎo)致此區(qū)域內(nèi)發(fā)生了局部疲勞損傷。而在噴丸處理試樣的圖6（b）中，磨屑較少，磨損區(qū)較平整，有白層出現(xiàn)，并未發(fā)現(xiàn)裂紋產(chǎn)生。在微動磨損達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)，以磨損為主，沒有局部疲勞失效。由此可見，在混合滑移狀態(tài)下，噴丸處理的表層強(qiáng)化作用有效阻止了局部疲勞的發(fā)生。

針對噴丸的表層強(qiáng)化作用，借用經(jīng)驗關(guān)系式[16]（公式（5）），式中 σy為局部屈服強(qiáng)度，單位為MPa，H為硬度值（kg/mm2）。

根據(jù)Ti-6Al-4V合金的力學(xué)性能，對公式（5）進(jìn)行擬合修正，可以得到：

將圖3（b）中不同深度的硬度值換算處理后帶入公式（6）中，可得到局部屈服強(qiáng)度隨深度的變化規(guī)律。經(jīng)計算，濕噴丸樣品表層的局部屈服強(qiáng)度高達(dá) 1200MPa，在 0～80μm深度范圍內(nèi)，沿深度方向線性降低至820MPa。由此可見，濕噴丸處理使得Ti-6Al-4V合金的表面局部強(qiáng)度顯著增大。因此，Ti-6Al-4V合金在混合滑移狀態(tài)的微動磨損行為可以描述為：

（1）對于未噴丸強(qiáng)化試樣，由于表面所具有的強(qiáng)度（820MPa）與微動磨損過程的表面最大切應(yīng)力（qmax=776MPa）相近，因而其微動磨損容易發(fā)生局部疲勞損傷，萌生微裂紋；

（2）對于濕噴丸強(qiáng)化試樣，由于加工硬化作用，材料表層強(qiáng)度得到強(qiáng)化，可以有效抵抗微動磨損過程表面切應(yīng)力的損傷作用、抑制局部疲勞損傷，其微動磨損行為以磨損為主。

圖6 塑性變形區(qū)微觀組織Fig.6 Micromorphology of plastic deformation zone

結(jié)論

（1）濕噴丸強(qiáng)化處理后，Ti-6Al-4V合金在表層的納米硬度值顯著增大，由內(nèi)部的4.5GPa逐漸升高至表面的5.8GPa；表層的區(qū)域強(qiáng)度顯著增大。

（2）完全滑移狀態(tài)下，噴丸處理對于Ti-6Al-4V合金在的微動磨損行為影響較小；而在混合滑移狀態(tài)時，噴丸處理能夠有效地抑制局部疲勞損傷的微裂紋萌生。

參考文獻(xiàn)

[1] 段家寬, 楊興宇, 董立偉, 等. 微動磨損引起的壓氣機(jī)葉片榫頭斷裂故障研究[J].燃?xì)鉁u輪試驗與研究, 2009, 22(3)：28-32.

DUAN Jiakuan, YANG Xingyu, DONG Liwei, et al. Research on fracture of compressor blade dovetail from fretting wear[J]. Gas Turbine Experiment and Research, 2009, 22(3)：28-32.

[2]RAJASEKARAN R, NOWELL D.Fretting fatigue in dovetail blade roots： experiment and analysis[J]. Tribology International, 2006,39(10)：1277-1285.

[3]張明. 微動疲勞損傷機(jī)理及其防護(hù)對策的研究[D]. 南京： 南京航空航天大學(xué), 2002.

ZHANG Ming. Research on failure mechanism and control technology[D].Nanjing： Nanjing University of Aeronautics and Astronautics, 2002.

[4]HAGER C H, SANDERS J, SHARMA S, et al. The use of nickel graphite composite coatings for the mitigation of gross slip fretting wear on Ti6Al4V interfaces[J]. Wear, 2009,267(9/10)：1470-1481.

[5]KUMAR S A, RAMAN S G S,NARAYANAN T S N S, et al. Fretting wear behavior of surface mechanical attrition treated alloy 718[J]. Surface & Coatings Technology,2012, 206(21)：4425-4432.

[6]CHEN G Q, JIAO Y, TIAN T Y, ET AL. Effect of wet shot peening on Ti-6Al-4V alloy treated by ceramic beads[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2014,24(24)：690-696.

[7]劉道新, 何家文. 經(jīng)不同表面改性處理的鈦合金的微動疲勞和微動磨損行為對比研究 [J]. 摩擦學(xué)學(xué)報, 2005, 25(1)：13-17.

LIU Daoxin, HE Jiawen. Comparative study on the fretting fatigue and fretting wear behaviors of titanium alloy subject to various surface modifications[J]. Tribology, 2005, 25(1)：13-17.

[8]王世洪, 葉斌, 梁佑明, 等. 鈦合金的微動磨損疲勞及其防護(hù)工藝[J]. 稀有金屬材料與工程 , 1991(1)：21-25.

WANG Shihong, YE Bin, LIANG Youming,et al. Fretting fatigue and protection technology for titanium alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 1991(1)：21-25.

[9]FRIDRICI V, FOUVRY S, KAPSA P.Effect of shot peening on the fretting wear of Ti-6Al-4V[J]. Wear, 2001, 250(1-12)：642-649.

[10]陳明. TC4鈦合金及其噴丸處理后的微動損傷特性[D]. 大連： 大連理工大學(xué),2012.

CHEN Ming. Study on the fretting behavior of TC4 titanium alloy and its shot peening treatment[D]. Dalian： Dalian University of Technology, 2012.

[11] 周仲榮, LéO V. 微動磨損[M]. 北京： 科學(xué)出版社, 2002.

ZHOU Zhongrong, LéO V. Fretting wear[M].Beijing： Science Press, 2002.

[12]LI J, LU Y H, ZHANG H Y, et al.Effect of grain size and hardness on fretting wear behavior of Inconel 600 alloys[J]. Tribology International, 2015, 81：215-222.

[13]MERIAUX J, BOINET M, FOUVRY S, et al. Identification of fretting fatigue crack propagation mechanisms using acoustic emission[J]. Tribology International, 2010,43(11)：2166-2174.

[14]彭金方. 幾種金屬材料彎曲微動疲勞試驗研究[D]. 成都： 西南交通大學(xué), 2012.

PENG Jinfang. Experimental study of several metal materials on bending fretting fatigue[D]. Chengdu： Southwest Jiaotong University, 2012.

[15]VINGSBO O, S?DERBERG S. On fretting maps[J]. Wear, 1988, 126(2)：131-147.

[16]SUZUKI S, TANAKA Y, KODAMA M, et al. Mechanical properties and SSRT results of various kinds of irradiated stainless steels[C]//Proceeding of 12th ICG-IASCC Meeting, Toronto,1996.

[17]LI H, EBRAHIMI F. Synthesis and characterization of electrodeposited nanocrystalline nickel-iron alloys[J]. Materials Science & Engineering A, 2003, 347(1/2)：93-101.