鈦合金是以Ti為主要成分的合金，并含鋁、釩、鐵和錳等元素以提高其性能。根據(jù)相組成不同，鈦合金可分為α鈦合金、β鈦合金和α-β鈦合金 [1] 。鈦合金具有硬度高、強(qiáng)度高、密度小、耐腐蝕和熱穩(wěn)定性好等優(yōu)異性能，被廣泛應(yīng)用于航空和航天領(lǐng)域。在航空和航天領(lǐng)域，鈦合金材料常被用作各類(lèi)飛機(jī)和航天器的結(jié)構(gòu)材料，如液壓活塞缸、發(fā)動(dòng)機(jī)壓縮機(jī)零件等 [2] 。其中，Ti-6Al-4V合金在耐熱性、強(qiáng)度、塑性、韌性、可成形性、焊接性、耐腐蝕性和生物相容性方面的性能達(dá)到了更高的水平，因此此類(lèi)合金應(yīng)用最為廣泛 [3] 。
然而，由于強(qiáng)度高、導(dǎo)熱系數(shù)低和化學(xué)活性高等特點(diǎn)，鈦合金的加工難度較大、耐磨性較差，在摩擦工況中容易發(fā)生磨損失效，嚴(yán)重影響鈦合金部件的使用壽命 [4] 。
為了提高鈦合金材料的耐磨性，研究人員在鈦合金材料表面改性處理上做了廣泛研究 [5] 。在對(duì)Ti-6Al-4V合金進(jìn)行激光表面紋理化處理后，Yuan Shuo [5] 采用真空熱氧化技術(shù)在鈦合金材料表面制備了熱氧化（TO）涂層，發(fā)現(xiàn)經(jīng)過(guò)激光表面紋理化（LST）—TO雙重處理的試件磨損率比未處理的試件小 95.2%，表現(xiàn)出優(yōu)異的耐磨損性能。在 Ti-6Al-4V合金與Si3N4的摩擦試驗(yàn)中，激光表面紋理化處理減小了摩擦副的接觸面積，從而抑制了黏著磨損，而TO涂層則提高了材料硬度。相比真空熱氧化技術(shù)所需的苛刻的真空環(huán)境，Zhao Yitian等 [6] 則直接使用激光表面工程技術(shù)，利用空氣將二氧化鈦氮化，從而將高硬度的TiO x N y /α-Ti耐磨涂層沉積在Ti-6Al-4V上。結(jié)果顯示，復(fù)合涂層的顯微硬度和耐磨性分別提高了4.7倍和3.9倍。但他們發(fā)現(xiàn)處理過(guò)程中所用的激光能量密度和冷卻速率必須嚴(yán)格控制，否則會(huì)降低涂層的韌性，甚至產(chǎn)生裂紋或氣孔。
雖然諸如上述的物理沉積、熱化學(xué)表面處理這兩種方法，試驗(yàn)效果顯著，但在實(shí)際情況中，物理沉積方法和熱化學(xué)表面處理往往會(huì)存在一些問(wèn)題。劉育斌等 [7] 對(duì)比了在鈦合金表面激光熔覆碳化鎢（WC）/鈦合金（TC18）復(fù)合涂層與傳統(tǒng)超聲速火焰噴涂碳化鎢（WC-17%Co）涂層，發(fā)現(xiàn)激光熔覆工藝復(fù)合涂層的耐磨性反而更差。用在重復(fù)加載過(guò)程中沉積的涂層易于從基材上剝離，而且在熱化學(xué)表面處理期間基材會(huì)發(fā)生嚴(yán)重扭曲 [8] 。針對(duì)以上問(wèn)題，另一種表面改性技術(shù)，即通過(guò)嚴(yán)重的塑性變形（SPD）在金屬部件表面進(jìn)行表面梯度納米晶化，成為一種有效的結(jié)構(gòu)優(yōu)化方法。
通過(guò)SPD能夠形成具有納米晶體和/或超細(xì)晶粒的變形層，并且這一變形層表現(xiàn)出了極高的強(qiáng)度和結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性。目前，基于這一原理已經(jīng)設(shè)計(jì)出了許多有用可靠的技術(shù)方法，包括超聲表面壓制（USR）[9-11] 、超聲波納米晶體表面改性（UNSM）[12-14] 、激光沖擊噴丸（LSP） [15-18] 和超聲波沖擊處理（UIT）[19-22] 等。
Dekhtyar等 [19] 利用超聲沖擊處理（UIT），使得Ti-6Al-4V在多次滑動(dòng)沖擊下發(fā)生嚴(yán)重塑性變形，之后進(jìn)行了疲勞強(qiáng)度試驗(yàn)。他們發(fā)現(xiàn)鈦合金材料進(jìn)行UIT后，以 10 7 循環(huán)為
基礎(chǔ)的疲勞強(qiáng)度值增加了約60％，并且在300~400MPa的施加應(yīng)力振幅下，壽命延長(zhǎng)了兩個(gè)數(shù)量級(jí)。在UIT技術(shù)的基礎(chǔ)上，Liu Yang等 [21] 開(kāi)發(fā)了超聲沖擊處理和電火花處理
相結(jié)合的方法（UIET）。他們發(fā)現(xiàn)在基體材料表面形成了由Ti-Al金屬間化合物以及少量的 Al2O3 組成的涂層，這種涂層的顯微硬度較高，并且涂層下的基體材料的顯微硬度
也有增加。此外，UIET后試件的表面殘余應(yīng)力為壓應(yīng)力。
他們推測(cè)這一技術(shù)可提高鈦合金的耐磨性。Vasylyev等 [22] 發(fā)現(xiàn)在室溫空氣中對(duì)Ti-6Al-4V合金進(jìn)行 超 聲 波 沖 擊 處 理 30~150s，會(huì) 異 常 快 速 地 形 成 由TiO 2 、 Al2O3 和V2O3組成的相當(dāng)厚、致密且黏附的非晶氧化物層。沖擊處理后的樣品的顯微硬度主要由產(chǎn)生的氧化物層決定，在UIT處理120s后達(dá)到最大值，比完整合金的硬度高2.1倍。而硬度的增加伴隨處理過(guò)的合金的摩擦學(xué)特性的改善，即摩擦系數(shù)和磨損率降低了近1.4倍。Emelianova等 [20] 探究了超聲沖擊處理中鈦合金材料的微觀結(jié)構(gòu)機(jī)理。
他們通過(guò)搭建模型并進(jìn)行仿真分析，指出表層的基底結(jié)構(gòu)抑制了晶粒和中尺度的表面粗糙化，而表面層晶粒細(xì)化和基體織構(gòu)相互補(bǔ)充，有效地抑制了晶粒和細(xì)觀尺度的粗糙化，并延緩了表面波狀度。到目前為止，相關(guān)研究人員已經(jīng)通過(guò)相關(guān)試驗(yàn)證實(shí)了UIT處理能增強(qiáng)材料的表面硬度，改善耐磨性，但處理過(guò)程中具體的強(qiáng)化機(jī)制仍不清楚，UIT處理是如何通過(guò)改變材料表面質(zhì)量進(jìn)而增強(qiáng)材料耐磨性尚未得以明確揭示。此外，盡管UIT技術(shù)在工程應(yīng)用上已經(jīng)比較成熟，但缺乏系統(tǒng)的對(duì)UIT工藝參數(shù)影響規(guī)律的試驗(yàn)研究。
本文首先對(duì)超聲工藝參數(shù)的影響進(jìn)行系統(tǒng)評(píng)價(jià)，基于表面殘余應(yīng)力、表面粗糙度、表面硬度三個(gè)表面質(zhì)量指標(biāo)，探究刀具直徑、氣浮臺(tái)壓力、沖擊道次、刀頭形狀、進(jìn)給步距5項(xiàng)工藝參數(shù)對(duì)Ti-6Al-4V合金表面組織性能的影響規(guī)律。
同時(shí)，本文通過(guò)摩擦磨損試驗(yàn)，驗(yàn)證鈦合金超聲沖擊處理對(duì)其耐磨性的強(qiáng)化效果，搭建起超聲強(qiáng)化沖擊處理對(duì)鈦合金材料耐磨性增強(qiáng)的理論橋梁，揭示超聲沖擊強(qiáng)化處理的機(jī)理。
1、試驗(yàn)設(shè)計(jì)
本文所用鈦合金材料是TC4，這是一種典型的α+β型鈦合金，其材料組成為T(mén)i-6Al-4V。其化學(xué)成分見(jiàn)表1。
工件尺寸規(guī)格為60mm×60mm×8mm，出廠前經(jīng)過(guò)普通退火處理，退火溫度為750℃，超聲沖擊處理前先用平面磨床對(duì)鈦合金試件的表面進(jìn)行磨削處理，除去材料表面的氧化層，磨削后材料的表面粗糙度約為0.8μm。為了減少偶然誤差對(duì)試驗(yàn)結(jié)果的影響，相同參數(shù)條件的試驗(yàn)均重復(fù)三次，取平均值作為試驗(yàn)結(jié)果，三次重復(fù)試驗(yàn)值的標(biāo)準(zhǔn)誤差作為曲線圖的誤差棒。
1.1 鈦合金超聲沖擊強(qiáng)化試驗(yàn)設(shè)計(jì)
如圖1所示，試驗(yàn)使用CNC 650超聲加工中心和YC-UTG-B01超聲波發(fā)生器。試驗(yàn)時(shí)將TC4鈦合金試件裝夾在機(jī)床工作臺(tái)上，工作臺(tái)可以沿X、Y方向移動(dòng)，機(jī)床主軸可以沿Z方向移動(dòng)，機(jī)床主軸內(nèi)部裝有與超聲發(fā)生器相連接的超聲振動(dòng)裝置。
主軸端部裝夾有定制的超聲沖擊刀具，材料為YG8，具有92%的WC和8%的鈷（Co）化學(xué)成分。YG8的力學(xué)性能見(jiàn)表2。
工作臺(tái)的進(jìn)給速度設(shè)置為10mm/s。機(jī)床的工作臺(tái)按照S形路徑進(jìn)行移動(dòng)，進(jìn)給步距根據(jù)刀具直徑和試驗(yàn)條件進(jìn)行設(shè)定，以使表面超聲沖擊處理得更均勻。若按照上述路徑超聲沖擊一遍記為1道次，沖擊兩遍則記為2道次，以此類(lèi)推。
試驗(yàn)探究了刀具直徑、氣浮臺(tái)壓力、沖擊道次、刀頭形狀、進(jìn)給步距這5個(gè)工藝參數(shù)對(duì)鈦合金試件超聲沖擊強(qiáng)化處理后表面殘余應(yīng)力、表面粗糙度、表面硬度的影響情況，其中在預(yù)試驗(yàn)中，發(fā)現(xiàn)氣浮臺(tái)壓力對(duì)殘余應(yīng)力也有影響，當(dāng)氣浮臺(tái)壓力在0.3MPa及以下時(shí)，試件表面的殘余應(yīng)力基本沒(méi)有變化，而當(dāng)氣浮臺(tái)壓力大于0.5MPa時(shí)，刀具與試件表面會(huì)產(chǎn)生劇烈的滑擦，甚至斷刀。因此，本次試驗(yàn)氣浮臺(tái)壓力選擇范圍為0.35~0.45MPa。具體參數(shù)見(jiàn)表3。
試驗(yàn)使用μ-X360n型殘余應(yīng)力儀、TA620-A型表面粗糙度測(cè)量?jī)x、HXD-1000TMC/LCD型顯微硬度計(jì)、VHX-S650E數(shù)碼超景深顯微鏡分別測(cè)量TC4鈦合金超聲沖擊強(qiáng)化處理前后表面的殘余應(yīng)力值、表面粗糙度、顯微硬度、金相組織。
1.2 鈦合金摩擦磨損試驗(yàn)設(shè)計(jì)
在航空航天領(lǐng)域，鈦合金常被用來(lái)制造飛機(jī)作動(dòng)筒，與304不銹鋼組成滑動(dòng)摩擦副。因此，試驗(yàn)?zāi)Σ僚涓辈牧线x用304不銹鋼球和TC4鈦合金盤(pán)，摩擦?xí)r間為1800s，試驗(yàn)使用MMW-1型立式萬(wàn)能摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)。TC4鈦合金盤(pán)為板狀，邊長(zhǎng)為60mm，初始厚度為8mm，供貨商為陜西寶雞鈦業(yè)股份有限公司。304不銹鋼球的直徑為9.525mm，表面硬度為20HRC，其化學(xué)成分見(jiàn)表4。
使用顯微鏡、三維形貌儀對(duì)不銹鋼球和鈦合金盤(pán)的磨損表面進(jìn)行檢測(cè)與分析。首先，為了探究潤(rùn)滑劑對(duì)鈦合金摩擦磨損性能的影響，載荷選用10N，轉(zhuǎn)速選用0.5m/s，分別對(duì)比干摩擦、牌號(hào)為PAO 6的聚α烯烴合成基礎(chǔ)油、15號(hào)航空液壓油兩種不同潤(rùn)滑劑對(duì)鈦合金摩擦磨損性能的影響，兩種潤(rùn)滑劑的具體參數(shù)見(jiàn)表5。然后，在保證載荷、滑動(dòng)速度以及潤(rùn)滑劑恒定不變的條件下，探究不同超聲沖擊處理步距對(duì)鈦合金摩擦性能的影響。結(jié)合鈦合金作為飛機(jī)作動(dòng)筒材料在實(shí)際下的工況情況，載荷選用30N，轉(zhuǎn)速選用0.5m/s來(lái)模擬重載高速工況，潤(rùn)滑劑則選用15號(hào)航空液壓油。超聲沖擊參數(shù)與 1.1 節(jié)試驗(yàn)組一致，步距分別為0.1mm、0.2mm、0.3mm、0.4mm。具體試驗(yàn)參數(shù)見(jiàn)表6。
2、 試驗(yàn)結(jié)果分析
2.1 鈦合金超聲沖擊強(qiáng)化試驗(yàn)
各鈦 合金試件在經(jīng)過(guò)超聲沖擊試驗(yàn)后，材料表面的殘余應(yīng)力都發(fā)生了較大的改變，甚至表面殘余的拉應(yīng)力轉(zhuǎn)變成了壓應(yīng)力。各試驗(yàn)參數(shù)下材料的表面殘余應(yīng)力如圖2所示。
(a) 氣浮臺(tái)壓力：0.35MPa；沖擊道次：2次；刀頭形狀：圓頭；步距：2.8mm
(b) 刀具直徑：4mm；沖擊道次：2次； 刀頭形狀:圓頭 ； 步距:2.8mm
(c) 刀具直徑：4mm；氣浮臺(tái)壓力：0.45MPa；刀頭形狀：圓頭；步距：2.8mm
(d) 刀具直徑：4mm；氣浮臺(tái)壓力：0.45MPa；沖擊道次：2次；步距：0.1mm
(e) 刀具直徑：4mm；氣浮臺(tái)壓力：0.45MPa；沖擊道次：2次；刀頭形狀：球頭
圖2 鈦合金表面殘余應(yīng)力影響變化曲線圖
Fig.2 The surface residual stress of titanium alloy under UIT
由圖2可知，所有鈦合金試件在經(jīng)過(guò)超聲沖擊強(qiáng)化處理后，表面殘余拉應(yīng)力值大大降低，或者變?yōu)閴簯?yīng)力。殘余應(yīng)力是消除材料受到的外力或不均勻的溫度場(chǎng)等作用后，在材料的內(nèi)部保持自平衡的應(yīng)力，機(jī)械加工與強(qiáng)化工藝都可能導(dǎo)致材料產(chǎn)生殘余應(yīng)力。殘余應(yīng)力是影響材料機(jī)械性能最主要的因素之一，殘余拉應(yīng)力會(huì)降低材料的屈服強(qiáng)度，使材料組織內(nèi)產(chǎn)生微裂紋而發(fā)生脆性破壞，而殘余壓應(yīng)力可以提高材料的屈服強(qiáng)度，并提高材料的疲勞壽命。表面殘余拉應(yīng)力對(duì)工件表面裂紋的產(chǎn)生具有很大的促進(jìn)作用，從而降低材料的疲勞壽命。與拉應(yīng)力相反，殘余壓應(yīng)力在工件表面是以向內(nèi)的壓力存在，而不是向外的張力，能使工件的疲勞強(qiáng)度、耐磨損強(qiáng)度大大增強(qiáng) [23-25] 。在鈦合金用作飛機(jī)作動(dòng)筒與304不銹鋼組成滑動(dòng)摩擦副的工況下，殘余壓應(yīng)力能夠有效提高鈦合金的疲勞強(qiáng)度、抑制裂紋產(chǎn)生和擴(kuò)展、減小甚至消除表面的氣孔間隙等缺陷，因此在本文中殘余壓應(yīng)力對(duì)于鈦合金是有益的。值得指出的是，殘余壓應(yīng)力對(duì)材料的利害是根據(jù)材料具體結(jié)構(gòu)以及工況來(lái)確定的，不可認(rèn)為殘余壓應(yīng)力對(duì)材料一定是有益的。
由圖2（a）可知，隨著刀具直徑的增加，殘余拉應(yīng)力降低的值減小，超聲沖擊強(qiáng)化的效果變差。這是因?yàn)樵谄渌麠l件一定下，刀具直徑越大，刀具與試件的接觸面積也就越大，導(dǎo)致超聲沖擊強(qiáng)化時(shí)，試件與刀具的接觸點(diǎn)處受到的壓力變小，試件表面的壓縮形變減小。由圖2（b）可知，隨著氣浮臺(tái)壓力的變大，試件表面殘余拉應(yīng)力明顯降低，當(dāng)氣浮臺(tái)壓力達(dá)到0.45MPa時(shí)，試件表面的殘余應(yīng)力已經(jīng)由420MPa的拉應(yīng)力變?yōu)?2MPa的壓應(yīng)力。因?yàn)闅飧∨_(tái)壓力的增大會(huì)加大試件與刀具接觸點(diǎn)處的壓力，導(dǎo)致試件表面的壓縮形變變大，從而使鈦合金試件表面殘余拉應(yīng)力值降低，甚至變?yōu)閴簯?yīng)力。
由圖2（c）可知，隨著沖擊道次的增加，鈦合金試件表面的殘余壓應(yīng)力從22MPa急劇增加，然后增速趨緩，基本達(dá)到穩(wěn)定值260MPa。由圖2（d）可知，刀頭形狀對(duì)鈦合金超聲沖擊強(qiáng)化的殘余應(yīng)力具有重要影響，刀頭面積越小，越有利于材料表面產(chǎn)生更大的殘余壓應(yīng)力，超聲沖擊強(qiáng)化的效果越好。相比未處理材料的420MPa的拉應(yīng)力值，使用球頭刀具超聲沖擊處理的試驗(yàn)組殘余壓應(yīng)力值達(dá)到了482MPa。由圖2（e）可知，步距越大，鈦合金經(jīng)過(guò)超聲沖擊強(qiáng)化處理后，材料表面的殘余壓應(yīng)力越小，超聲沖擊強(qiáng)化效果越差。當(dāng)?shù)额^形狀為球形時(shí)，刀具與試件的接觸可以近似看作點(diǎn)接觸，所以超聲沖擊處理后，材料表面會(huì)出現(xiàn)較為均勻的溝壑劃痕，這實(shí)際上是由于球頭對(duì)材料表面進(jìn)行滑擦，形成了變形區(qū)與非變形區(qū)。進(jìn)給步距變大，非變形區(qū)增大，材料表面的整體壓縮變形變小，所以整體表現(xiàn)出殘余壓應(yīng)力變小。
綜上所述，刀具直徑越小，殘余應(yīng)力越小，但是殘余應(yīng)力對(duì)于刀具直徑變化的敏感性并不顯著，而且刀具直徑過(guò)小會(huì)導(dǎo)致加工效率降低。因此，刀具直徑的選取應(yīng)同時(shí)兼顧其對(duì)加工效率和對(duì)殘余應(yīng)力的影響。氣浮臺(tái)壓力越大，殘余應(yīng)力越小，并且殘余應(yīng)力對(duì)于氣浮臺(tái)壓力增大的敏感性較顯著，但是氣浮臺(tái)壓力過(guò)大會(huì)導(dǎo)致刀具負(fù)載過(guò)大，進(jìn)而發(fā)生斷刀的現(xiàn)象。因此，氣浮臺(tái)壓力的選取應(yīng)在保證安全載荷以下來(lái)盡量選取大的參數(shù)值。沖擊道次越多，殘余應(yīng)力越小，但是，當(dāng)沖擊道次小于6次時(shí)，殘余應(yīng)力對(duì)于沖擊道次增加的敏感性十分顯著，而當(dāng)沖擊道次大于6次時(shí)，殘余應(yīng)力對(duì)于沖擊道次增加的敏感性明顯降低，這說(shuō)明沖擊道次達(dá)到6次時(shí)，對(duì)于減小殘余應(yīng)力的效果趨于飽和。因此，沖擊道次的選取應(yīng)保證在6次及以上，并且充分考慮加工目標(biāo)質(zhì)量和效率的平衡問(wèn)題。對(duì)于三種刀頭形狀，發(fā)現(xiàn)球頭刀具的殘余壓應(yīng)力最大。因此，在只考慮殘余應(yīng)力單因素的情況下，應(yīng)盡量選取球頭刀具。進(jìn)給步距越大，殘余壓應(yīng)力越小，并且殘余應(yīng)力對(duì)于進(jìn)給步距增大的敏感性處于中等水平。因此，在考慮加工效率等因素的情況下，應(yīng)適當(dāng)減小進(jìn)給步距。
圖3所示為各工藝參數(shù)超聲強(qiáng)化后材料的表面粗糙度。材料表面粗糙度值的大小會(huì)直接影響其使用性能，未經(jīng)超聲處理的鈦合金試件，表面經(jīng)平面磨削處理，粗糙度值Ra為0.80μm左右。
(a) 氣浮臺(tái)壓力：0.35MPa；沖擊道次：2次；刀頭形狀：圓頭；步距：2.8mm
(b) 刀具直徑：4mm；沖擊道次：2次；刀頭形狀：圓頭；步距：2.8mm
(c) 刀具直徑：4mm；氣浮臺(tái)壓力：0.45MPa；刀頭形狀；圓頭；步距：2.8mm
(d） 刀具直徑：4mm；氣浮臺(tái)壓力：0.45MPa；沖擊道次：2次；步距：0.1mm
(e） 刀具直徑：4mm；氣浮臺(tái)壓力：0.45MPa；沖擊道次：2次；刀頭形狀：球頭
圖3 鈦合金表面粗糙度影響變化曲線圖
Fig.3 The surface roughness of titanium alloy under UIT
可以發(fā)現(xiàn)，鈦合金試件經(jīng)超聲沖擊強(qiáng)化處理后，表面粗糙度值均比未處理時(shí)明顯增大。由圖3（a）可知，隨著刀具直徑的增加，表面粗糙度值逐漸上升。一方面，超聲沖擊強(qiáng)化處理會(huì)使試件表面發(fā)生塑性變形；另一方面，其他條件一定，刀具直徑越大，刀具與工件表面接觸越不均衡，更容易發(fā)生滑擦，使材料表面發(fā)生不均勻的塑性變形，這兩種因素
綜合導(dǎo)致試件表面粗糙度值增大。由圖3（b）可知，隨著氣浮臺(tái)壓力的變大，試件表面粗糙度值呈下降趨勢(shì)，但仍舊大于超聲處理前的表面粗糙度值，為未處理時(shí)的1.35倍。這說(shuō)明超聲沖擊強(qiáng)化處理會(huì)使鈦合金表面粗糙度值上升，但氣浮臺(tái)壓力變大，試件表面受到的壓力變大，刀具與試件表面的接觸更均衡，從而使材料表面的塑性變形更均勻。
由圖3（c）可知，隨著沖擊道次的增加，鈦合金試件表面的粗糙度值先上升，最大為1.27μm，然后下降，最后基本達(dá)到穩(wěn)定，略高于未處理時(shí)的粗糙度，為0.84μm。這一現(xiàn)象正好說(shuō)明了沖擊道次的增加對(duì)強(qiáng)化處理的效果是有限的。
可能是因?yàn)殡S著沖擊道次的持續(xù)增加，材料表面波峰被重復(fù)地?cái)D壓，出現(xiàn)了加工硬化現(xiàn)象，表面塑性變形最終趨于穩(wěn)定。由圖3（d）可知，經(jīng)球頭刀具超聲沖擊處理過(guò)的鈦合金試件材料表面粗糙度增長(zhǎng)最大，達(dá)到了2.6μm，增加了2.25倍。因此，刀具與試件接觸面積越小，作用在試件表面的壓強(qiáng)越大，塑性變形就越大，從而材料表面的粗糙度值也越大。
由圖3（e）可知，當(dāng)?shù)额^形狀為球形時(shí)，隨著進(jìn)給步距的增加，鈦合金經(jīng)超聲沖擊強(qiáng)化處理后，材料表面粗糙度值先上升，0.3mm 步距時(shí)達(dá)到最大，為 7.58μm，為未處理時(shí)的
9.475倍。之后下降，最后仍為未處理時(shí)表面粗糙度的4.95倍。此時(shí)，刀具與試件的接觸可以看作點(diǎn)接觸，材料表面發(fā)生犁耕，進(jìn)給步距增加后，形成變形區(qū)和非變形區(qū)，非變形區(qū)較小，邊緣會(huì)發(fā)生擠壓塑性變形，表面粗糙度值上升。隨著進(jìn)給步距的進(jìn)一步增加，材料表面非變形區(qū)變大，邊緣擠壓塑性變形減小，因而粗糙度值下降。
綜上所述，表面粗糙度對(duì)于進(jìn)給步距增加的敏感性最顯著；對(duì)于三種刀頭形狀，球頭刀具的表面粗糙度明顯高于其他兩種；對(duì)于沖擊道次的增加，表面粗糙度呈先增大后減小的穩(wěn)定趨勢(shì)；表面粗糙度對(duì)于刀具直徑和氣浮臺(tái)壓力兩種參數(shù)的變化敏感性相對(duì)其他參數(shù)并不明顯。因此，為了控制表面粗糙度指標(biāo)，應(yīng)重點(diǎn)關(guān)注進(jìn)給步距和刀頭形狀的選取，而沖擊道次應(yīng)盡可能選取6次以上來(lái)確保該因素影響表面粗糙度變化的穩(wěn)定性。
就鈦合金零件來(lái)說(shuō)，磨損一般分為三個(gè)階段，即初期磨損階段、正常磨損階段和劇烈磨損階段 [26] 。在初期磨損階段，摩擦副的兩個(gè)接觸表面實(shí)際上只在表面粗糙的峰部相互接觸，實(shí)際的接觸面積遠(yuǎn)小于理論接觸面積，所以在相互接觸的峰部會(huì)產(chǎn)生非常大的單位應(yīng)力，使實(shí)際接觸處產(chǎn)生塑性變形、彈性變形和峰部之間的剪切破壞，引起嚴(yán)重磨損。也就是說(shuō)，表面粗糙度對(duì)零件表面磨損的影響很大。
在常規(guī)認(rèn)識(shí)中，表面粗糙度值越小，零件的磨損性好。但是，就金屬零部件來(lái)說(shuō)，表面粗糙度值的適當(dāng)增加，能夠更好地儲(chǔ)存潤(rùn)滑油，在接觸面形成油膜，避免金屬直接接觸，從而降低磨損。因此，就金屬零件來(lái)說(shuō)，一般都有一個(gè)最佳表面粗糙度值，其大小與零件實(shí)際工作情況有關(guān)。對(duì)于鈦合金零部件來(lái)說(shuō)，所處的工況條件一般載荷較大，其表面粗糙度最佳值也相應(yīng)加大。
圖4所示為各工藝參數(shù)下鈦合金試件材料的表面硬度。未經(jīng)超聲沖擊強(qiáng)化處理前，鈦合金試件經(jīng)磨削加工后，測(cè)得其表面硬度為310.70HV。由圖4可以發(fā)現(xiàn)，鈦合金試件在經(jīng)過(guò)超聲沖擊強(qiáng)化處理后，其表面硬度均比未處理時(shí)有明顯上升。這是因?yàn)榻饘俨牧显诶浼庸ぷ冃魏螅牧蟽?nèi)部的晶粒會(huì)發(fā)生滑移、位錯(cuò)、破碎和纖維化，導(dǎo)致強(qiáng)度和硬度升高，但塑性和韌性下降，發(fā)生加工硬化現(xiàn)象，使得表面硬度增大。
(a) 氣浮臺(tái)壓力：0.35MPa；沖擊道次：2次；刀頭形狀：圓頭；步距：2.8mm
(b) 刀具直徑：0.35MPa；沖擊道次：2次；刀頭形狀：圓頭；步距：2.8mm
(c) 刀具直徑：4mm；氣浮臺(tái)壓力：0.45MPa；刀頭形狀：圓頭；步距：2.8mm
(d) 刀具直徑：4mm；氣浮臺(tái)壓力：0.45MPa；沖擊道次：2次；步距：0.1mm
(e) 刀具直徑：4mm；氣浮臺(tái)壓力：0.45MPa；沖擊道次：2次；刀頭形狀：球頭
圖4 鈦合金表面硬度影響變化曲線圖
Fig.4 The surface hardness of titanium alloy under UIT
由圖4（a）可知，隨著刀具直徑的增加，表面硬度增加的值降低。刀具直徑越大，刀具與試件的接觸面積越大，超聲沖擊強(qiáng)化時(shí)，試件表面受到的壓力就越小，使得材料表面壓縮變形越小，材料內(nèi)部的晶粒發(fā)生的滑移位錯(cuò)越小，因而表面硬度提高值也就越小。由圖4（b）可知，隨著氣浮臺(tái)壓力的變大，材料表面硬度逐步升至449.6HV。這是因?yàn)闅飧∨_(tái)壓力增大，使得超聲沖擊強(qiáng)化時(shí)，試件與刀具的接觸點(diǎn)處的壓力增大，進(jìn)而導(dǎo)致試件表面的壓縮變形變大，使材料內(nèi)部的晶粒發(fā)生的滑移位錯(cuò)逐漸變大，因而鈦合金試件表面
硬度逐漸提高。由圖4（c）可知，隨著沖擊道次的增加，鈦合金試件的表面硬度先升至6道次時(shí)的567.9HV，后下降至548.3HV。但總體來(lái)說(shuō)，相較未超聲沖擊強(qiáng)化處理前，材料表面硬度還是有比較明顯的提升。其中，8道次和10道次后材料表面硬度相較于6道次時(shí)稍有下降，這可能是由于材料經(jīng)多次高頻沖擊后，材料表層金屬發(fā)生氧化以及組織相變，造成材料表面硬度稍有下降。由圖4（d）可以明顯發(fā)現(xiàn)，刀具與試件接觸面積越小時(shí)，材料表面硬度越大。球頭刀具的試驗(yàn)組材料表面硬度達(dá)到了752.5HV。因?yàn)榻佑|面積越小使得作用在試件表面的壓力越大，塑性變形越大，故而加工硬化效果越明顯。由圖4（e）可知，隨著步距增加，材料表面硬度增加的值越低。因?yàn)椴骄嘣酱?，非變形區(qū)面積越大，材料表面整體塑性變形越小，導(dǎo)致加工硬化程度越低，所以材料表面硬度增加的值也就越小。
綜上所述，表面硬度對(duì)于刀頭形狀選取的敏感性最顯著，球頭刀具與圓頭刀具的表面硬度相差約300HV，對(duì)于氣浮臺(tái)壓力、進(jìn)給步距和沖擊道次6次以下的變化，表面硬度的變化幅度約為100HV，而對(duì)于沖擊道次6次以上，表面硬度趨于穩(wěn)定但略微下降，對(duì)于刀具直徑的變化，表面硬度的變化幅度小于50HV。因此，在考慮增強(qiáng)鈦合金表面硬度的工藝目標(biāo)下，應(yīng)盡量采用球頭刀具，沖擊道次選取應(yīng)盡量在6次左右，其余三項(xiàng)工藝參數(shù)可以綜合其他性能指標(biāo)綜合考慮選取較小的刀具直徑、較大的氣浮臺(tái)壓力和較小的步距。
圖5展示了不同道次和不同進(jìn)給步距超聲沖擊試驗(yàn)中試件金相組織觀察結(jié)果。由圖5（b）~圖5（d）可知，從2道次增加到6道次，TC4鈦合金材料的硬化層厚度從4μm明顯增加到13μm，但10道次時(shí)硬化層厚度僅為14μm，這說(shuō)明沖擊道次為6次時(shí)，超聲沖擊強(qiáng)化效果已接近極限，隨著沖擊道次繼續(xù)增加，材料表面的變形抗力越來(lái)越大，硬化層厚度基本不再增加。
圖5 不同道次和不同步距超聲沖擊處理的鈦合金金相組織圖
Fig.5 The metallographic structure of titanium alloy with different
passes and different feed steps under UIT
由圖5（e）、圖5（f）可知，沖擊步距為0.1mm時(shí)，硬化層厚度為 10μm，而沖擊步距為 0.4mm 時(shí)，硬化層厚度僅為3μm，這與上述鈦合金表面粗糙度隨沖擊步距影響變化規(guī)律一致，說(shuō)明對(duì)TC4鈦合金材料有一最佳沖擊步距值。由金相組織圖5分析可知，未經(jīng)超聲沖擊處理的TC4鈦合金材料的金相由條帶狀的α相和β相晶界組成，界面清晰，組織結(jié)構(gòu)均勻，并且沒(méi)有明顯的缺陷。超聲沖擊的高頻振動(dòng)，引起材料表層的劇烈塑性變形和內(nèi)部的晶?；?，已經(jīng)無(wú)法區(qū)分α相和β相，進(jìn)而晶粒發(fā)生破碎、錯(cuò)位、滑移和湮沒(méi) [8, 10, 27-31] ，使晶粒細(xì)化不斷擴(kuò)展，從而形成了強(qiáng)化鈦合金耐磨性能的硬化層。
2.2 摩擦磨損試驗(yàn)
圖6展示了不同潤(rùn)滑條件下實(shí)時(shí)摩擦系數(shù)圖和全程平均摩擦系數(shù)圖。由圖6可知，在載荷為10N、轉(zhuǎn)速為0.5m/s工況下，304不銹鋼與TC4鈦合金配副在干摩擦?xí)r的摩擦系數(shù)最大，其在500s內(nèi)從0.34左右迅速升高至0.40以上，干摩擦?xí)r球—盤(pán)直接接觸，在接觸表面產(chǎn)生較大的接觸應(yīng)力，磨損表面的剪切力較大，摩擦阻力較大，工況比較惡劣，摩擦過(guò)程中摩擦系數(shù)波動(dòng)較大，實(shí)時(shí)摩擦系數(shù)最高值甚至達(dá)到了0.50以上，平均摩擦系數(shù)達(dá)到了0.438。相較于干摩擦潤(rùn)滑工況，油潤(rùn)滑能夠有效降低摩擦過(guò)程中的摩擦阻力，摩擦系數(shù)較小，基本保持在0.35以下，可在較短的時(shí)間內(nèi)進(jìn)入平穩(wěn)摩擦狀態(tài)，并且全程波動(dòng)很小。這說(shuō)明油潤(rùn)滑能夠比較明顯地降低304不銹鋼球與TC4鈦合金盤(pán)摩擦配副的摩擦系數(shù)，改善摩擦工況。在油潤(rùn)滑摩擦試驗(yàn)中，當(dāng)PAO 6作為潤(rùn)滑劑時(shí)，摩擦系數(shù)全程都比較穩(wěn)定，摩擦過(guò)程中摩擦系數(shù)相對(duì)較高，平均摩擦系數(shù)為0.346，這可能是由于PAO 6的黏度比15號(hào)航空液壓油的大，導(dǎo)致摩擦過(guò)程中摩擦阻力較大，所以摩擦系數(shù)比較高；當(dāng)15號(hào)航空液壓油作為潤(rùn)滑劑時(shí)，球—盤(pán)配副間的摩擦系數(shù)比較穩(wěn)定，摩擦系數(shù)最小，平均摩擦系數(shù)為0.328。從降低摩擦系數(shù)的角度看，相較于PAO 6，選用15號(hào)航空液壓油作為304不銹鋼球與TC4鈦合金盤(pán)配副的潤(rùn)滑劑更具有優(yōu)勢(shì)。
圖6 不同潤(rùn)滑劑下的實(shí)時(shí)摩擦系數(shù)圖和全程平均摩擦系數(shù)圖
Fig.6 The real-time COF and average COF under different lubricants
圖7展示了不同潤(rùn)滑劑下的304不銹鋼球磨斑直徑圖和TC4鈦 合金盤(pán)磨損率圖。由圖7可知，在載荷為10N、轉(zhuǎn)速為0.5m/s工況下，304不銹鋼與TC4鈦合金配副在干摩擦條件下磨損最嚴(yán)重，不銹鋼球的磨斑直徑約為2.634mm，鈦合金盤(pán)的磨損率約為14.07×10 -5 mm3 / （N·m）。油潤(rùn)滑工況明顯降低了球—盤(pán)配副的磨損，其中，當(dāng)PAO 6作為潤(rùn)滑劑時(shí)，不銹鋼球的磨斑直徑約為1.744mm，鈦合金盤(pán)的磨損率約為10.73×10 -5 mm 3 / （N·m），相較于干摩擦，球磨斑直徑減小約33.8%，盤(pán)體磨損率降低了約23.7%；當(dāng)15號(hào)航空液壓油作為潤(rùn)滑劑時(shí)，不銹鋼球的磨斑直徑比PAO 6作為潤(rùn)滑劑時(shí)略小，磨斑直徑約為1.691mm，鈦合金盤(pán)的磨損率約為9.22×10 -5 mm 3 / （N·m），相較于干摩擦，球磨斑直徑減小約35.8%，盤(pán)體磨損率降低了約34.5%。因此，就磨損率而言，在油潤(rùn)滑下304不銹鋼球與TC4鈦合金盤(pán)配副的壽命相較干摩擦能提高20%以上，并且可以看出，15號(hào)航空液壓油更適合作為304不銹鋼球與TC4鈦合金盤(pán)摩擦配副的潤(rùn)滑劑。
圖7 不同潤(rùn)滑劑下的球磨斑直徑圖與盤(pán)磨損率圖
Fig.7 The WSD of ball wear and the wear rate of disc under different lubricants
圖8展示了不同潤(rùn)滑劑下的TC4鈦合金盤(pán)磨損面的三維和二維形貌圖以及對(duì)應(yīng)掃描電子顯微鏡（SEM）的電鏡圖。其中，圖 8(a)~圖 8(c)為干摩擦，圖 8(d)~圖 8(f)為PAO 6，圖8(g)~圖8(i)為15號(hào)航空液壓油。由圖8可知，在干摩擦與油潤(rùn)滑工況下，TC4鈦合金盤(pán)的磨損面沿磨合方向均呈現(xiàn)出波紋狀的摩擦痕跡，且在磨痕邊緣處出現(xiàn)明顯的材料擠壓、塑性變形現(xiàn)象。干摩擦?xí)r，盤(pán)體的磨痕較淺，寬度較大，磨損面比較粗糙，磨痕邊緣處的材料擠壓變形嚴(yán)重，這可能是由于干摩擦?xí)r剪切應(yīng)力較大，磨合處溫度較高，導(dǎo)致材料磨損比較嚴(yán)重；油潤(rùn)滑時(shí)，盤(pán)體的磨痕變深，寬度變小，磨損面比較光滑，磨痕邊緣處的材料擠壓變形相對(duì)較小，但在PAO 6與15號(hào)航空液壓油作為潤(rùn)滑劑時(shí)，磨損表面未見(jiàn)明顯差異。這說(shuō)明油潤(rùn)滑能夠有效降低材料磨損，抑制材料塑性變形。在干摩擦和油潤(rùn)滑時(shí)，鈦合金盤(pán)的磨損表面具有不同的微觀形貌特征。干摩擦工況下，盤(pán)體磨合表面堆積了大量的磨屑，磨損面比較粗糙，這是典型的黏著磨損形貌。此外，磨損表面出現(xiàn)明顯的裂紋、片狀剝落和犁溝，這是磨粒磨損導(dǎo)致的。這是因?yàn)?，一方面，?dāng)304不銹鋼球與TC4鈦合金盤(pán)做相對(duì)滑動(dòng)時(shí)，球—盤(pán)接觸點(diǎn)處發(fā)生剪切斷裂，同時(shí)，摩擦表面溫度較高，脫落的磨屑在磨損表面發(fā)生黏著堆積和表面壓入，產(chǎn)生黏著磨損；另一方面，脫落的硬質(zhì)磨屑以及接觸面基體上的微凸體隨著相對(duì)滑動(dòng)產(chǎn)生犁溝和微觀切削作用，形成磨粒磨損。油潤(rùn)滑時(shí)，盤(pán)體磨損表面沒(méi)有發(fā)現(xiàn)明顯的磨屑堆積現(xiàn)象，表面比較光滑，磨痕比較明顯，有輕微的片狀剝落現(xiàn)象，磨損機(jī)理為磨粒磨損，這是因?yàn)橛蜐?rùn)滑降低了摩擦熱，提高了材料的承載能力，抑制了材料的剪切斷裂和表面剝落現(xiàn)象。同時(shí)可以發(fā)現(xiàn)，15號(hào)航空液壓油作為潤(rùn)滑劑時(shí)，磨損表面比PAO 6作為潤(rùn)滑劑時(shí)更光滑，片狀剝落趨勢(shì)減弱，這說(shuō)明15號(hào)航空液壓油的潤(rùn)滑效果更好。
圖8 不同潤(rùn)滑劑下的TC4鈦合金盤(pán)磨損面的三維和二維形貌圖以及對(duì)應(yīng)掃描電子顯微鏡（SEM）的電鏡圖
Fig.8 3D/2D topography of the wear surface and SEM micrograph of TC4 disc under different lubricants
圖9展示了不同步距下實(shí)時(shí)的摩擦系數(shù)圖和全程平均
摩擦系數(shù)圖。由圖9可知，當(dāng)超聲沖擊步距從0.1mm增至0.3mm時(shí)，整個(gè)過(guò)程實(shí)時(shí)的摩擦系數(shù)曲線變得更加平穩(wěn)，全程平均摩擦系數(shù)也呈下降趨勢(shì)。當(dāng)超聲沖擊步距從0.3mm增加到0.4mm，整個(gè)過(guò)程實(shí)時(shí)的摩擦系數(shù)曲線波動(dòng)變大，全程平均摩擦系數(shù)上升。
圖9 不同超聲沖擊步距下的實(shí)時(shí)摩擦系數(shù)圖和全程平均摩擦系數(shù)圖
Fig.9 The real-time COF and average COF under different UIT feed steps
總體來(lái)講，鈦合金盤(pán)表面使用球頭刀具超聲沖擊強(qiáng)化處理后的摩擦系數(shù)均有減小的趨勢(shì)，這說(shuō)明超聲沖擊強(qiáng)化處理能夠有效降低鈦合金盤(pán)的摩擦系數(shù)。而整個(gè)過(guò)程實(shí)時(shí)的摩擦系數(shù)曲線波動(dòng)變大，可能是超聲沖擊處理后，材料表面出現(xiàn)了相間的變形區(qū)與非變形區(qū)，摩擦?xí)r球盤(pán)接觸點(diǎn)處的粗糙度不一致導(dǎo)致。其中，沖擊步距為0.3mm時(shí)，全程的平均摩擦系數(shù)最小，僅為0.317，這一拐點(diǎn)正好也與超聲沖擊強(qiáng)化試驗(yàn)中沖擊步距對(duì)表面粗糙度影響出現(xiàn)的拐點(diǎn)一致。
圖10為不同超聲沖擊步距下的盤(pán)磨損率圖與球磨斑直徑圖，可以發(fā)現(xiàn)，TC4鈦合金材料表面經(jīng)過(guò)超聲沖擊強(qiáng)化處理后，鈦合金盤(pán)的磨損率都明顯出現(xiàn)了降低趨勢(shì)，而不銹鋼球的磨斑直徑都出現(xiàn)變大趨勢(shì)，這直接說(shuō)明超聲沖擊強(qiáng)化處理顯著提高了TC4鈦合金的耐磨性。
圖10 不同超聲沖擊步距下的盤(pán)磨損率圖與球磨斑直徑圖
Fig.10 The SWR and the WSD of ball under different UIT feed steps
這一方面是由于超聲沖擊強(qiáng)化使鈦合金的表面發(fā)生壓縮塑性變形，使表層材料的殘余壓應(yīng)力和表面硬度提高，提高了鈦合金的耐磨性；另一方面是由于使用球頭刀進(jìn)行超聲沖擊強(qiáng)化處理時(shí)，材料表面因形成了相間的變形區(qū)與非變形區(qū)而產(chǎn)生了溝壑，溝壑在摩擦?xí)r具有儲(chǔ)油作用，提高了摩擦配副的承載能力。同時(shí)可以發(fā)現(xiàn)，當(dāng)步距增加時(shí)，不銹鋼球的磨斑直徑先變大后變小，而鈦合金盤(pán)的磨損率先下降后上升，均在步距為0.3mm時(shí)出現(xiàn)轉(zhuǎn)變。這恰好說(shuō)明了在本文中的試驗(yàn)條件下，當(dāng)使用球頭刀進(jìn)行超聲沖擊強(qiáng)化的步距為0.3mm時(shí)，對(duì)降低TC4鈦合金磨損率的效果最顯著，此時(shí)鈦合金盤(pán)的磨損率為未處理時(shí)的72%。這是在不同的超聲沖擊步距下，TC4鈦合金耐磨性提高和承載能力提高綜合作用的結(jié)果。
圖11為不同超聲沖擊步距下TC4盤(pán)磨損面的三維和二維形貌圖以及對(duì)應(yīng)SEM的電鏡圖。其中，圖11（a）~圖11（c）的進(jìn)給步距為0.1mm，圖11（d）~圖11（f）的進(jìn)給步距為0.2mm，圖11（e）~圖11（i）的進(jìn)給步距為0.3mm，圖11（j）~圖11(h)的進(jìn)給步距為 0.4mm，圖 11（m）~圖 11(o)為未沖擊。
圖11 不同超聲沖擊步距下TC4盤(pán)磨損面的電鏡圖以及三維和二維形貌圖
Fig.11 SEM micrograph and 3D/2D topography of the wear surface of TC4 disc under different UIT feed steps
由圖11可知，鈦合金盤(pán)表面出現(xiàn)片狀剝落和犁溝，鈦合金—304不銹鋼摩擦副中鈦合金盤(pán)主要磨損形式為磨粒磨損和黏著磨損。經(jīng)過(guò)超聲沖擊強(qiáng)化處理后，TC4鈦合金盤(pán)的磨痕均出現(xiàn)寬度變窄、深度變淺的變化趨勢(shì)，磨損表面變得更加光滑，說(shuō)明超聲沖擊強(qiáng)化處理能有效提高鈦合金—304不銹鋼摩擦副中鈦合金盤(pán)的耐磨性。
經(jīng)過(guò)超聲沖擊處理后，鈦合金盤(pán)磨損面的粗糙度降低，磨屑黏結(jié)和表層片狀剝落現(xiàn)象減少，黏著磨損現(xiàn)象出現(xiàn)明顯改善。這是因?yàn)槌暃_擊處理可以提高表面硬度和耐磨性，有效抑制摩擦過(guò)程中的材料變形和斷裂破壞。
當(dāng)超聲沖擊的進(jìn)給步距增大時(shí)，磨盤(pán)磨損面的粗糙度先減小后增大。當(dāng)進(jìn)給步距為0.3mm時(shí)，磨痕的橫截面積最小，磨損面最光滑，表層剝落和裂紋破壞基本消失。這也印證了之前的分析，即在步距為0.3mm時(shí)，TC4鈦合金超聲沖擊強(qiáng)化處理的減摩抗磨效果最明顯。
圖12為不同進(jìn)給步距的鈦合金磨損劃痕斷面的金相組織圖。從圖12中可以清晰地觀察到白色的α相和黑色的β相。通過(guò)對(duì)比圖5（a）和圖12（a）可以發(fā)現(xiàn)，未經(jīng)處理的鈦合金為雙相組織，其中α相有兩種形式：一種是初生等軸α相，另一種是β相變結(jié)構(gòu)的第二層狀α相。經(jīng)過(guò)摩擦磨損試驗(yàn)可以發(fā)現(xiàn)，未經(jīng)處理的鈦合金金相組織轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S組織，具有良好的塑性、熱穩(wěn)定性和疲勞強(qiáng)度，但耐磨性較差。
圖12 不同超聲沖擊步距下鈦合金摩擦劃痕斷面的金相組織
Fig.12 The metallographic structure of the titanium alloy friction scratch section with different feed steps following the UIT
從圖12（b）~圖12（e）中可以看出，不同進(jìn)給步距的鈦合金摩擦劃傷斷面均以片層組織為主，加工的耐久強(qiáng)度、蠕變強(qiáng)度、抗壓強(qiáng)度均高于雙相組織。此外，從圖12（d）到圖12（e）可看出，片層組織發(fā)生了明顯的排列變化，這與不同進(jìn)給步距對(duì)TC4鈦合金UIT強(qiáng)化的影響趨勢(shì)相符。
2.3 鈦合金超聲沖擊強(qiáng)化減摩抗磨機(jī)理分析
在超聲沖擊強(qiáng)化處理過(guò)程中，材料表面在超聲刀具的高頻沖擊作用下會(huì)發(fā)生劇烈的塑性變形，這一變形過(guò)程可分為兩部分，即垂直于材料表面的壓縮塑性變形和平行于材料表面的拉伸塑性變形。材料表面的壓縮變形區(qū)域與拉伸變形區(qū)域會(huì)發(fā)生極其微小的交錯(cuò)，從而使材料表面產(chǎn)生殘余應(yīng)力。經(jīng)超聲沖擊強(qiáng)化處理后，TC4鈦合金材料的表面發(fā)生壓縮塑性變形，使表層材料的殘余應(yīng)力由拉應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)閴簯?yīng)力，壓應(yīng)力能夠抑制摩擦過(guò)程中裂紋的產(chǎn)生和擴(kuò)展，阻礙磨屑的形成和脫落，材料的耐磨性提高。經(jīng)超聲強(qiáng)化處理后，材料表面形成一層硬化層，表面硬度和強(qiáng)度提高，材料的耐磨性提高，有效降低摩擦配副的磨粒、黏著磨損程度。此外，表面粗糙度的提高，使得材料表面出現(xiàn)溝壑，大大減小了摩擦配副的接觸面積，改善了磨粒磨損現(xiàn)象，同時(shí)溝壑具有存儲(chǔ)潤(rùn)滑油的作用，從而降低黏著磨損，潤(rùn)滑油能夠有效提高摩擦配副的承載能力，減小摩擦配副間的摩擦系數(shù)，從而減小磨損。
綜上所述，超聲強(qiáng)化處理能夠有效提高材料的減摩抗磨能力，這主要是由于壓應(yīng)力抑制裂紋機(jī)制、表面硬化強(qiáng)化機(jī)制和溝壑儲(chǔ)油機(jī)制協(xié)同作用，共同增強(qiáng)超聲沖擊強(qiáng)化處理后鈦合金材料的耐磨性能，如圖13所示。
圖13 超聲沖擊強(qiáng)化處理減摩抗磨機(jī)理示意圖
Fig.13 Schematic diagram of anti-friction and anti-wear mechanism under UIT
3、 結(jié)論
本文提出了用于飛機(jī)液壓作動(dòng)筒的鈦合金材料的超聲沖擊強(qiáng)化處理技術(shù)，基于超聲負(fù)載匹配系統(tǒng)建立了超聲沖擊強(qiáng)化處理工藝；建立了超聲沖擊強(qiáng)化參數(shù)對(duì)鈦合金表面殘余應(yīng)力的影響規(guī)律，探究了氣浮臺(tái)壓力、刀具直徑、刀頭形狀、沖擊道次和進(jìn)給步距等工藝參數(shù)對(duì)鈦合金表面組織性能的影響及其機(jī)理；分析了鈦合金表面超聲沖擊強(qiáng)化對(duì)其摩擦學(xué)性能的影響關(guān)系，探究了其減摩抗磨的特性及機(jī)理。通過(guò)研究，可以得出以下結(jié)論：
（1）刀具直徑越小，氣浮臺(tái)壓力越大，超聲沖擊強(qiáng)化處理的效果越好。但實(shí)際上，刀具直徑過(guò)小會(huì)導(dǎo)致沖擊效率低下，氣浮臺(tái)壓力大于0.5MPa時(shí)，刀具與試件表面會(huì)產(chǎn)生劇烈的滑擦，甚至出現(xiàn)斷刀現(xiàn)象。對(duì)TC4材料來(lái)說(shuō)，6道次時(shí)沖擊效果基本已達(dá)到極限。刀頭形狀為球狀時(shí)，接觸為點(diǎn)接觸，沖擊效果最好。由于沖擊過(guò)程中變形區(qū)比例變大，沖擊效果受進(jìn)給步距的影響先增大后減小，鈦合金超聲沖擊強(qiáng)化有一最佳沖擊步距。試驗(yàn)中工藝參數(shù)最優(yōu)搭配為刀具直徑4mm、氣浮臺(tái)壓力0.45MPa、沖擊道次6次、球頭刀具、進(jìn)給步距0.3mm。
（2）超聲沖擊使鈦合金表面殘余拉應(yīng)力明顯減小，甚至轉(zhuǎn)變?yōu)闅堄鄩簯?yīng)力。而殘余壓應(yīng)力在工件表面是以向內(nèi)的壓力存在的，可抑制摩擦過(guò)程中裂紋的產(chǎn)生和擴(kuò)展，能使工件的疲勞強(qiáng)度、耐磨損強(qiáng)度大大增強(qiáng)。
（3）經(jīng)超聲沖擊后，鈦合金材料雖然表面粗糙度上升，但表面出現(xiàn)的溝壑，會(huì)大大減小摩擦配副鈦合金和304不銹鋼的接觸面積，改善磨粒磨損現(xiàn)象。同時(shí)，溝壑具有存儲(chǔ)潤(rùn)滑油的作用，從而降低黏著磨損，潤(rùn)滑油能夠有效提高摩擦配副的承載能力，減小摩擦配副間的摩擦系數(shù)，從而降低磨損。
（4）超聲沖擊的高頻振動(dòng)，引起鈦合金材料表層的劇烈塑性變形和內(nèi)部的晶?；?，進(jìn)而晶粒發(fā)生破碎、錯(cuò)位、滑移和湮沒(méi)，使晶粒細(xì)化不斷擴(kuò)展，形成硬化層，進(jìn)一步增強(qiáng)了耐磨損性能。
（5）壓應(yīng)力抑制裂紋機(jī)制、表面硬化強(qiáng)化機(jī)制和溝壑儲(chǔ)油機(jī)制共同作用，構(gòu)成了超聲沖擊對(duì)鈦合金耐磨性強(qiáng)化的機(jī)理。
參考文獻(xiàn)
［1］ 徐九華. 鈦合金切削磨削加工技術(shù)研究進(jìn)展 [J].金剛石與磨料磨具工程，2020，40(5): 1-4.
Xu Jiuhua. Research progress on cutting and grinding technology of titanium alloy [J]. Diamond and Abrasives Engineering, 2020, 40(5): 1-4. （in Chinese）
［2］ 董登科，陳安，李小飛，等. 表面粗糙度對(duì)激光選區(qū)熔化TC4鈦合金疲勞性能的影響 [J]. 機(jī)械強(qiáng)度，2020，42(5): 1094-1098.
Dong Dengke, Chen An, Li Xiaofei, et al. Effect of surface roughness on fatigue property of TC4 titanium alloy by selective laser melting [J]. Journal of Mechanical Strength,2020, 42(5): 1094-1098. （in Chinese）
［3］ 劉英航，王樂(lè)耘. 基于激光選區(qū)熔化的高塑性鈦合金設(shè)計(jì)[J].航空科學(xué)技術(shù)，2022，33(9): 84-93.
Liu Yinghang, Wang Leyun. Design ductile titanium alloys for selective laser melting [J].Aeronautical Science & Technology,2022, 33(9): 84-93. （in Chinese）
［4］ Zhang Xuesong, Chen Yongjun, Hu Junling. Recent advances in the development of aerospace materials [J]. Progress in Aerospace Sciences, 2018, 97:22-34.
［5］ Yuan Shuo, Lin Naiming, Zou Jiaojuan, et al. In-situ fabrication of gradient titanium oxide ceramic coating on laser surface textured Ti6Al4V alloy with improved mechanical property and wear performance [J]. Vacuum, 2020, 176:1-16.
［6］ Zhao Yitian, Lu Mingyuan, Fan Zhiqi, et al. Laser deposition of wear-resistant titanium oxynitride/titanium composite coatings on Ti-6Al-4V alloy [J]. Applied Surface Science,2020, 531:1-13.
［7］ 劉育斌，馮成慧，朱小軍，等. 鈦合金基體激光熔覆WC/TC18復(fù)合涂層滾動(dòng)接觸疲勞性能研究[J].航空科學(xué)技術(shù)，2022，33(3): 86-90.
Liu Yubin, Feng Chenghui, Zhu Xiaojun, et al. Rolling contact fatigue property of WC/TC18 composite coating prepared by laser cladding on titanium alloy [J]. Aeronautical Science &Technology, 2022, 33(3): 86-90. （in Chinese）
［8］ Zhang Laichang, Chen Liangyu. A review on biomedical titanium alloys: Recent progress and prospect[J]. Advanced Engineering Materials, 2019, 21(4):1-29.
［9］ Ao Ni, Liu Daoxin, Zhang Xiaohua, et al. Surface nanocrystallization of body-centered cubic beta phase in Ti-6Al-4V alloy subjected to ultrasonic surface rolling process[J].Surface & Coatings Technology, 2019, 361:35-41.
［10］Ren Zhaojun, Lai Fuqiang, Qu Shengguan, et al. Effect of ultrasonic surface rolling on surface layer properties and fretting wear properties of titanium alloy Ti5Al4Mo6V2Nb1Fe [J]. Surface & Coatings Technology, 2020, 389:1-15.
［11］Wang Zhen, Gao Chaofeng, Liu Zhongqiang, et al.Investigation of microstructural evolution in a selective laser melted Ti6Al4V alloy induced by an ultrasonic surface rolling process [J]. Materials Science and Engineering A: Structural Materials Properties Microstructure and Processing, 2020, 772:1-8.
［12］Amanov A, Cho I S, Kim D E, et al. Fretting wear and friction reduction of CP titanium and Ti-6Al-4V alloy by ultrasonic nanocrystalline surface modification [J]. Surface & Coatings Technology, 2012, 207:135-142.
［13］Kheradmandfard M, Kashani-Bozorg S F, Kim C L, et al. Nanostructured beta-type titanium alloy fabricated by ultrasonic nanocrystal surface modification [J]. Ultrasonics Sonochemistry, 2017, 39:698-706.
［14］Liu Ruyi, Yuan Shuo, Lin Naiming, et al. Application of ultrasonic nanocrystal surface modification (UNSM) technique for surface strengthening of titanium and titanium alloys: A mini review [J]. Journal of Materials Research and Technology,2021, 11:351-377.
［15］Cao Xin, He Weifeng, Liao Bin, et al. Effect of TiN/Ti coating combined with laser shock peening pre-treatment on the fatigue strength of Ti-6Al-4V titanium alloy [J]. Surface &Coatings Technology, 2020, 403:1-9.
［16］Kuemmel D, Linsler D, Schneider R, et al. Surface engineering of a titanium alloy for tribological applications by nanosecond-pulsed laser [J]. Tribology International, 2020, 150:1-9.
［17］Lin Yu, Cai Zhenbing, Li Zhengyang, et al. Study on the abrasive wear behavior of laser shock peening Ti-6Al-4V titanium alloy under controlled cycling impact [J]. Wear, 2019,426:112-121.
［18］Yin Meigui, Cai Zhenbing, Li Zhengyang, et al. Improving impact wear resistance of Ti-6Al-4V alloy treated by laser shock peening [J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2019, 29(7):1439-1448.
［19］Dekhtyar A I, Mordyuk B N, Savvakin D G, et al. Enhanced fatigue behavior of powder metallurgy Ti-6A1-4V alloy by applying ultrasonic impact treatment [J]. Materials Science and Engineering A: Structural Materials Properties Microstructure and Processing, 2015, 641:348-359.
［20］Emelianova E, Romanova V, Zinovieva O, et al. The effects of surface-layer grain size and texture on deformation-induced surface roughening in polycrystalline titanium hardened by ul‐trasonic impact treatment [J].Materials Science and Engineer‐ing A:Structural Materials Properties Microstructure and Pro‐cessing, 2020, 793:1-12.
［21］Liu Yang, Wang Dongpo, Deng Caiyan, et al. Novel method to fabricate Ti-Al intermetallic compound coatings on Ti-6Al-4V alloy by combined ultrasonic impact treatment and electrospark deposition [J]. Journal of Alloys and Compounds,2015, 628:208-212.
［22］Vasylyev M A, Chenakin S P, Yatsenko L F. Ultrasonic impact treatment induced oxidation of Ti6A14V alloy [J]. Acta Materialia, 2016, 103:761-774.
［23］Cui Xianghong, Mao Yashan, Wei Minxian, et al. Wear characteristics of Ti-6Al-4V alloy at 20~400℃[J]. Tribology Transactions, 2012, 55(2):185-190.
［24］Li Zhiyan, Wu Guoqing. Observation of fretting fatigue cracks of Ti6Al4V titanium alloy [J]. Materials Science & Engineering A: Structural Materials Properties Misrostructure and Processing, 2017, 707:51-57.
［25］Weng Zeju, Gu Kaixuan, Cui Chen, et al. Microstructure evolution and wear behavior of titanium alloy under cryogenic dry sliding wear condition [J]. Materials Characterization,2020, 165:1-11.
［26］Qiu Ming, Zhang Yongzhen, Bao Shangguan, et al. The relationships between tribological behaviour and heat-transfer capability of Ti6Al4V alloys [J]. Wear, 2007, 263:653-657.
［27］Cao Yang, Ni Song, Liao Xiaozhou, et al. Structural evolutions of metallic materials processed by severe plastic deformation [J]. Materials Science & Engineering Reports, 2018, 133:1-59.
［28］Liu Yingang, Li Miaoquan. Nanocrystallization mechanism of beta phase in Ti-6Al-4V subjected to severe plastic deformation [J]. Materials Science and Engineering A:Structural Materials Properties Microstructure and Processing,2016, 669:7-13.
［29］Serrano-Munoz I, Buffiere J Y, Mokso R, et al. Location, location & size: Defects close to surfaces dominate fatigue crack initiation [J]. Scientific Reports, 2017, 7:1-9.
［30］Wang Haibo, Song Guolin, Tang Guoyi. Evolution of surface mechanical properties and microstructure of Ti-6Al-4V alloy induced by electropulsing-assisted ultrasonic surface rolling process [J]. Journal of Alloys and Compounds, 2016, 681:146-156.
［31］Wen Ming, Liu Gang, Gu Jianfeng, et al. Dislocation evolution in titanium during surface severe plastic deformation [J]. Applied Surface Science, 2009, 255(12):6097-6102.
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