TiAl合金離子滲碳摩擦磨損性能研究

劉小萍，張海軍，葛培林，王振霞，賀志勇

(太原理工大學(xué)表面工程研究所，太原030024，E-mail:liuxiaoping@tyut.edu.cn)

TiAl合金離子滲碳摩擦磨損性能研究

劉小萍，張海軍，葛培林，王振霞，賀志勇

(太原理工大學(xué)表面工程研究所，太原030024，E-mail:liuxiaoping@tyut.edu.cn)

對(duì)TiAl合金進(jìn)行離子滲碳處理以提高其耐磨性.利用摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)對(duì)TiAl滲碳后的室溫及600℃高溫干摩擦磨損性能進(jìn)行了研究，采用掃描電鏡、能譜、輝光放電光譜儀、X射線衍射儀等手段觀察分析了磨痕的形貌和成分以及滲碳層組織與相結(jié)構(gòu).研究表明，TiAl合金經(jīng)離子滲碳處理后形成一定厚度的含硬質(zhì)Ti2AlC的滲碳層，其室溫摩擦系數(shù)和磨損量明顯低于TiAl基材，表現(xiàn)出良好的減摩和耐磨性能，600℃高溫摩擦系數(shù)與TiAl基材相當(dāng)，但磨損量較低，耐磨性得到提高.

TiAl合金;離子滲碳;組織;摩擦學(xué)性能

TiAl合金因其低密度、高彈性模量以及良好的高溫強(qiáng)度等特點(diǎn)，在航空、航天、軍工、汽車等領(lǐng)域中具有廣泛的應(yīng)用前景［1］.然而，對(duì)于許多關(guān)鍵高溫部件，如航空發(fā)動(dòng)機(jī)燃?xì)廨喨~片、渦流器、內(nèi)燃機(jī)及汽車發(fā)動(dòng)機(jī)零件等來(lái)說(shuō)，由于使用環(huán)境溫度較高，工作時(shí)承受壓應(yīng)力，摩擦磨損性能是決定其使用性能和壽命的關(guān)鍵因素之一［2］.氮化和滲碳是提高材料耐磨性的有效方法.根據(jù)目前已發(fā)表的文獻(xiàn)介紹，對(duì)基材成分Ti－47Al－2Nb－2Cr－0.2Si的TiAl合金在氨氣中進(jìn)行氣體滲氮，940℃/50 h得到的氮化層厚度約4 μm，表面硬度達(dá)1286HK，耐磨性較未滲氮試樣提高近2倍［3］.Noda等［4］曾將離子滲碳應(yīng)用于成分為Ti－33.5Al－1Nb－0.5Cr－0.5Si的TiAl合金，得到的滲碳層厚度約3 μm，表面硬度大于836HV.目前，還未看到有關(guān)離子滲碳改善TiAl耐磨性的機(jī)制研究的相關(guān)報(bào)道.本文將離子滲碳應(yīng)用于TiAl合金，對(duì)TiAl滲碳處理后的組織及在室溫和高溫的滑動(dòng)摩擦磨損性能及機(jī)理進(jìn)行了研究和探討.

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 離子滲碳

基材選用Ti－46.5Al－2.5V－1Cr(原子分?jǐn)?shù)/%)鑄造TiAl合金，試樣為φ25 mm×8 mm圓片.入滲碳爐前將TiAl用SiC水砂紙打磨并拋光后用丙酮清洗.供碳劑用CH4(甲烷)，以氬氣稀釋，其中CH4∶Ar=1∶1.工件溫度為975℃，保溫3 h.滲碳前先轟擊清理試樣表面約10 min，然后，在一定爐內(nèi)氣壓條件下在700～800 V調(diào)整陰極電壓.用GDA750型輝光放電光譜分析儀測(cè)定滲層表面成分分布及滲層厚度，用Rigaku D/max 2500型X射線衍射儀(Cu靶，4 0 kV)分析表面物相結(jié)構(gòu).

1.2 摩擦磨損試驗(yàn)

室溫摩擦磨損試驗(yàn)選用球盤往復(fù)式，試驗(yàn)儀器為UMT－2MT摩擦磨損試驗(yàn)機(jī).配副壓頭選擇直徑為 3 mm的 AISI 521000鋼球，平均硬度713HV.摩擦過(guò)程中樣品平臺(tái)作往復(fù)運(yùn)動(dòng)，樣品臺(tái)往復(fù)頻率為10 Hz，磨損時(shí)間20～30 min，加載100 g，環(huán)境溫度23℃，空氣相對(duì)濕度30%.

高溫干滑動(dòng)磨損試驗(yàn)在THT07－135型高溫球盤摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行.對(duì)磨材料為φ3 mm的燒結(jié)Si3N4球，硬度1590HV，測(cè)試載荷1 N，滑動(dòng)速度0.1 m/s，摩擦行程1 km.試驗(yàn)在大氣和干摩擦條件下進(jìn)行，試驗(yàn)加熱溫度600℃，環(huán)境溫度23℃，空氣相對(duì)濕度30%.

1.3 磨損性能評(píng)價(jià)

摩擦系數(shù)由x－y記錄儀自動(dòng)記錄.用2206型表面粗糙度測(cè)試儀測(cè)量磨痕截面輪廓，計(jì)算出比磨損率.Axiovert 25CA(Zeiss)光學(xué)圖像分析儀和附帶能量色散譜(EDS)的LEO－1450型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察磨損表面微觀組織、表面形貌及磨損表面元素分布.

比磨損率是材料磨損體積Vw(mm3)與施加的法向載荷W(N)和滑動(dòng)距離x(m)乘積的比值，通常用ω(mm3·N－1·m－1)表示，比磨損率的計(jì)算式［5］為

2 結(jié)果與討論

2.1 滲碳層的組織及結(jié)構(gòu)

圖1為TiAl滲碳后TiAl－C合金元素沿滲碳層分布曲線.由圖1可見(jiàn)，滲層厚度約3.5 μm，表面碳含量(原子分?jǐn)?shù))最高約22%，之后碳濃度沿滲層迅速遞減至基體.滲層中鈦和鋁含量分布與碳含量(原子分?jǐn)?shù))分布趨勢(shì)相反，表面濃度最低，分別是34%和22%.鋁濃度從表面向內(nèi)逐漸升高，但鈦含量在約0.5 μm內(nèi)很快升高，并一直保持較高濃度至基體.由圖2給出的XRD衍射結(jié)果表明，未滲碳的TiAl由TiAl和Ti3Al組成，滲碳后表面組成相主要包括Ti2AlC、Al2Ti和TiAl.較強(qiáng)的TiAl基體峰值的出現(xiàn)，說(shuō)明滲碳層厚度較淺.金屬間化合物結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性和復(fù)雜性決定了其等離子表面改性的困難程度，TiAl滲碳溫度通常比固溶體合金高.滲碳后表面濃度的變化與滲碳中發(fā)生的擴(kuò)散及相變有關(guān).滲碳過(guò)程中，碳原子在高溫下向內(nèi)擴(kuò)散的同時(shí)，基體中的鈦與鋁原子向外擴(kuò)散，而Ar+的轟擊加速了鈦和鋁的反方向擴(kuò)散.與鈦相比，鋁的擴(kuò)散系數(shù)及濺射系數(shù)均較低，因此，高溫下鋁逸出表面的數(shù)量較多，因而導(dǎo)致滲碳層中表層鋁含量較低.鈦在貧鋁區(qū)占據(jù)γ－TiAl中鋁的點(diǎn)陣位置，形成Ti3Al.Ti3Al與擴(kuò)散到基體中的碳反應(yīng)分解生成Ti2AlC和Al2Ti［6］，使?jié)B層鈦濃度高于基體.除上述原因外，由于鈦是較強(qiáng)的碳化物形成元素，鈦與滲入基體的碳結(jié)合形成碳化物也會(huì)使?jié)B層鈦含量增加.

圖1 TiAl滲碳層中合金元素成分分布

圖2 TiAl滲碳層X(jué)RD譜

2.2 室溫摩擦磨損

2.2.1 摩擦系數(shù)

圖3為TiAl及其離子滲碳后(TiAl－C)室溫滑動(dòng)摩擦系數(shù)(COF)隨時(shí)間(t)的變化.在100 g載荷下與AISI 52100軸承鋼對(duì)磨時(shí)，TiAl基材初始摩擦系數(shù)較低，在較短時(shí)間(180 s)內(nèi)很快升高并穩(wěn)定在0.6左右，摩擦系數(shù)在整個(gè)滑動(dòng)過(guò)程中波動(dòng)較大.與TiAl基材不同，TiAl滲碳試樣在1200 s的摩擦過(guò)程中保持較低的摩擦系數(shù)，其數(shù)值在整個(gè)摩擦過(guò)程中始終穩(wěn)定在0.1.

圖3 TiAl基材及其滲碳后(TiAl-C)室溫摩擦系數(shù)隨滑動(dòng)時(shí)間的變化

硬度是影響摩擦性能的一個(gè)重要指標(biāo).TiAl基材的平均硬度約500HK，遠(yuǎn)低于摩擦副鋼球的硬度(713HV)，導(dǎo)致在滑動(dòng)接觸面中TiAl表面形成犁溝，從而增加了滑動(dòng)阻力.粘著強(qiáng)度與界面條件有很大的關(guān)系，TiAl在低于800℃時(shí)具有優(yōu)良的高溫強(qiáng)度和抗氧化能力，室溫摩擦過(guò)程中在接觸表面不可能形成完整的氧化膜［7］，從而導(dǎo)致較嚴(yán)重的粘著.犁溝和粘著效應(yīng)的共同作用使TiAl基材在較低的載荷作用下呈現(xiàn)出高的摩擦系數(shù).

Hawk和Alman［8］對(duì)多種金屬間化合物基合金進(jìn)行了磨損試驗(yàn)，他們發(fā)現(xiàn)通過(guò)微量元素合金化不能有效地改善金屬間化合物基合金的耐磨性能，只有當(dāng)合金化元素達(dá)到一定數(shù)量，并足以引起硬的第二相沉淀時(shí)耐磨性才能得到明顯改善.TiAl經(jīng)滲碳處理后，由于表面生成Ti2AlC硬質(zhì)碳化物，使表層硬度提高至971HV0.025，形成“軟基體上彌散硬質(zhì)相”特征的材料表面組織，摩擦?xí)r產(chǎn)生選擇性磨損而形成軟質(zhì)膜并達(dá)到減摩效果.此外，Ti2AlC為六方晶系，鈦原子與鋁族平面之間的結(jié)合類似于石墨層間的范德華力弱鍵結(jié)合，具有層狀結(jié)構(gòu)和自潤(rùn)滑性，從而使摩擦系數(shù)降低［9］.

2.2.2 磨痕形貌

圖4所示為TiAl基材及TiAl滲碳后室溫與AISI 52100對(duì)磨的磨痕表面形貌.從圖4(a)看出，TiAl基材磨損面在光學(xué)顯微鏡下顯得均較平整，未觀察到嚴(yán)重的犁溝變形，但有麻點(diǎn)存在，發(fā)生粘著磨損.根據(jù)圖5所示的TiAl基材磨痕局部SEM放大形貌及其對(duì)應(yīng)的能譜檢測(cè)的成分(表1)判斷，TiAl磨損表面存在的白色轉(zhuǎn)移物應(yīng)為氧化物.由圖4(b)看出，TiAl滲碳試樣磨損表面發(fā)生塑性變形，存在平行于滑動(dòng)方向的犁削溝槽，呈現(xiàn)出磨粒磨損特征，其磨痕寬度幾乎是TiAl基材磨痕的一半，說(shuō)明離子滲碳處理能有效地提高TiAl的耐磨性能.

圖4 TiAl基材(a)與TiAl滲碳后(b)的磨損面形貌

圖5 TiAl基材磨損面局部放大SEM形貌

金屬材料的磨損體積或磨損率與硬度成反比［10］.TiAl與淬火鋼球的硬度差必然造成其在摩擦過(guò)程中的磨損.TiAl磨損表面轉(zhuǎn)移物主要是氧化鋁或氧化鈦.滑動(dòng)初期TiAl與鋼球之間是界面微凸體的接觸，由于TiAl內(nèi)聚力較弱，一方面通過(guò)塑性變形消除微凸體，獲得光滑表面，形成滑動(dòng)摩擦;另一方面，也可能導(dǎo)致碎片從TiAl軟表面剝離，并粘到鋼球的微凸體上.當(dāng)滑動(dòng)繼續(xù)時(shí)，一些轉(zhuǎn)移的碎片從其粘著的鋼球表面上脫落后又轉(zhuǎn)移到原來(lái)的TiAl表面上，另一些碎片則成為游離的磨粒.這些磨粒與摩擦過(guò)程中產(chǎn)生的氧化鋁或氧化鈦在較軟的TiAl表面產(chǎn)生犁削.TiAl滲碳后，盡管其滲碳層表面硬度較高，但由于滲層較薄，在磨削初期產(chǎn)生的硬質(zhì)顆粒在隨后的摩擦過(guò)程中不斷被推擠，并對(duì)基體產(chǎn)生切削作用，從而導(dǎo)致摩擦表面形成犁溝，其主要磨損機(jī)制為硬質(zhì)顆粒的磨粒磨損.

表1 圖5中的標(biāo)記成分(原子分?jǐn)?shù)/%)

2.2.3 磨損量

圖6為TiAl及其滲碳后的室溫滑動(dòng)磨痕截面輪廓.從圖6可以明顯看出，TiAl滲碳后的磨痕極淺，磨損量大幅度降低.單純用磨損截面積或磨痕高度不能準(zhǔn)確反映出材料的磨損性能，通常認(rèn)為比磨損率可以較真實(shí)衡量材料摩擦磨損性能.根據(jù)式(1)計(jì)算出TiAl滲碳后的比磨損率是TiAl基材1%(表2)，耐磨性有較大的增加.此外，TiAl基材磨痕輪廓邊緣的凸起表明TiAl接觸應(yīng)力大于TiAl的屈服強(qiáng)度，因而產(chǎn)生較大塑性變形.

圖6 TiAl基材及其滲碳后室溫磨痕截面輪廓

2.3 600℃摩擦磨損

圖7為TiAl及其滲碳后600℃滑動(dòng)摩擦系數(shù)隨行程的變化.顯然，TiAl及TiAl滲碳試樣在600℃的摩擦系數(shù)值均較室溫滑動(dòng)摩擦系數(shù)高得多.TiAl基材的摩擦系數(shù)平均值始終維持在1.3左右，TiAl滲碳試樣在初期滑動(dòng)250 m內(nèi)摩擦系數(shù)較高，之后逐漸下降并在400 m達(dá)TiAl摩擦系數(shù)值后保持穩(wěn)定，未達(dá)到減摩效果.

表2 TiAl基材及其滲碳后的室溫比磨損率

圖7 TiAl及其離子滲碳后在600℃摩擦系數(shù)隨滑動(dòng)行程的變化

圖8～圖10分別為TiAl基材和TiAl滲碳試樣在600℃干摩擦下的磨痕形貌.TiAl基材與其局部磨痕放大圖像(圖9)和EDS(表3)結(jié)果表明，TiAl磨痕布滿很深的與滑動(dòng)方向(箭頭所指方向)平行的不連續(xù)犁溝，溝壑處有輕微劃痕，整個(gè)磨損表面嚴(yán)重氧化，具有嚴(yán)重的粘著磨損特征.由圖10所示的TiAl滲碳試樣的圖像看出，TiAl滲碳后的磨痕寬度略小于TiAl基材，其磨損表面由相間出現(xiàn)的大面積光滑區(qū)和粗糙區(qū)組成.如圖10(b)、(c)和表4所示，在較大倍數(shù)下光滑區(qū)顯示為與滑動(dòng)方向平行的淺犁溝，表面生成鈦和鋁的氧化物;粗糙區(qū)域由于氧含量較少并出現(xiàn)接近基體的鉻和釩濃度，故認(rèn)為該區(qū)域形成歸因于TiAl滲碳試樣局部接觸面被粘結(jié)到偶件后滲碳層消失，使基體暴露.

TiAl滲碳試樣磨損面上出現(xiàn)大面積粘著，其主要原因與氧化膜結(jié)構(gòu)有關(guān).TiAl滲層表面氧化膜比較疏松［11］.摩擦熱引起表面溫度升高，并在摩擦表面附近形成較大的溫度梯度，使表面逐漸軟化［12］.由于滲碳層較薄，碳化物數(shù)量相對(duì)較少，在高溫并高速滑動(dòng)摩擦作用下碳化物很快失去其表面強(qiáng)化作用，發(fā)生較大范圍的塑性變形，進(jìn)而引起摩擦磨損性能衰退.隨滑動(dòng)的繼續(xù)，滲碳層逐漸磨穿，轉(zhuǎn)變成TiAl基體的摩擦磨損，導(dǎo)致其摩擦系數(shù)接近TiAl基材的摩擦系數(shù)值.

圖8 TiAl基材600℃磨損面SEM形貌

圖9 TiAl基材600℃磨損面局部放大SEM形貌

圖10 TiAl滲碳試樣在600℃的磨損面形貌圖

表3 圖9中的標(biāo)記成分(原子分?jǐn)?shù)/%)

表4 圖10(a)中的標(biāo)記成分(原子分?jǐn)?shù)/%)

TiAl及其滲碳后在600℃的磨痕表面已被鈦或鋁的氧化膜整體覆蓋，說(shuō)明滑動(dòng)時(shí)偶件表面溫度大于800℃.高溫使空氣中的氧、氮元素在該溫度下具有很高的活性，它們通過(guò)表層及次表層，將TiAl基體元素氧化，形成以TiO2為主的TiO2+ Al2O3的混合氧化物層.通常認(rèn)為摩擦副接觸面溫度增加，摩擦系數(shù)減?。?3］.但是，由于TiO2與基體的熱膨脹系數(shù)差別較大，容易造成表面氧化膜內(nèi)產(chǎn)生裂紋.此外，多孔狀的鈦的氧化膜容易脫落［14］，造成新的表面裸露.這些脫落的鋒利的氧化物對(duì)較軟的基體犁削產(chǎn)生犁溝，同時(shí)裸露的表面又被氧化，這種現(xiàn)象隨滑動(dòng)的繼續(xù)而循環(huán)變化，從而導(dǎo)致TiAl高溫摩擦系數(shù)和磨損量增加.在900℃空氣中氧化結(jié)果表明，TiAl滲碳后在初始20 h較TiAl基材的氧化速率低，且形成的氧化膜較致密［15］，這可能是TiAl滲碳試樣高溫磨損量略低于TiAl的原因.

圖11為TiAl基材及其滲碳后在600℃的磨痕截面輪廓，TiAl基材磨痕截面積較大，磨損量是TiAl滲碳試樣的2.5倍，但由于其滑動(dòng)距離較短，計(jì)算所得的 TiAl滲碳試樣比磨損率的10倍(表5).即離子滲碳使TiAl耐高溫磨損性得到一定程度的改善.與室溫磨損相同，TiAl基材及其滲碳試樣的磨痕輪廓邊緣也形成較高的凸起，說(shuō)明摩擦磨損過(guò)程中發(fā)生較嚴(yán)重的塑性變形.

圖11 TiAl及其離子滲碳后600℃滑動(dòng)磨痕輪廓

表5 TiAl基材及其滲碳后在600℃的比磨損率

3 結(jié)論

1)在常溫干摩擦條件下，TiAl基材的摩擦系數(shù)較高，磨損機(jī)理為粘著磨損并伴有磨粒磨損，磨損量較大，耐磨性能較差.TiAl滲碳后的摩擦系數(shù)較低，比磨損率是TiAl基材的1%，表現(xiàn)出良好的耐磨性能.離子滲碳使TiAl減摩和耐磨的作用歸因于改性層中碳化物強(qiáng)化增加了表面硬度及強(qiáng)韌綜合性能.

2)600℃干摩擦條件下，TiAl及其等離子滲碳后的摩擦系數(shù)均很高，波動(dòng)較大，磨損表面發(fā)生嚴(yán)重的粘著磨損.但滲碳處理可以增強(qiáng)TiAl耐高溫磨損性能.TiAl滲碳試樣的比磨損率是TiAl基材比磨損率的10%.高的表面硬度仍是離子滲碳改善TiAl合金600℃耐磨性的主要原因.

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Tribological properties of plasma carburized TiAl alloy

LIU Xiao-ping，ZHANG Hai-jun，GE Pei-lin，WANG Zhen-xia，HE Zhi-yong
(Research Institute of Surface Engineering，Taiyuan University of Technology，Taiyuan 030024，China，E-mail:liuxiaoping@tyut.edu.cn)

To improve the wear resistance of TiAl alloy，the carburized layer was prepared by plasma carburizing.The tribological property of the carburized layer at room temperature and at 600℃ was studied under dry sliding condition using friction and wear tester.The morphology and composition of worn surfaces as well as the microstructure of the carburized layer were analyzed by GDS，XRD，EDS attached on SEM.The result shows that the carburized layer mainly consists of Ti2AlC and the tribological property of carburized TiAl is improved.Both the coefficient of friction and wear volume of the carburized TiAl at ambient temperature is significantly lower than that of bare TiAl，exhibiting better friction and wear resistances.At 600℃，the coefficient of friction has no obvious difference between plasma carburized and bare TiAl specimens，but the wear volume of carburized TiAl decreases，which means that the wear resistance of TiAl alloy is improved.

TiAl alloy;plasma carburization;microstructure;tribological property

TG115.5+8;TG146.2 文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A 文章編號(hào)：1005－0299(2011)02－0064－06

2010－03－20..

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(50671071);國(guó)家高技術(shù)研究發(fā)展計(jì)劃資助項(xiàng)目(2007AA03Z521);山西省自然基金資助項(xiàng)目(2008012008－3).

劉小萍(1961－)，女，博士，教授.

(編輯 呂雪梅)