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、強度高、密度小、耐腐蝕和熱穩定性好等優異性能，被廣泛應用于航空和航天領域。在航空和航天領域，鈦合金材料常被用作各類飛機和航天器的結構材料，如液壓活塞缸、發動機壓縮機零件等[2]。其中，Ti-6Al-4V合金在耐熱性、強度、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到了更高的水平，因此此類合金應用最為廣泛[3]。

然而，由于強度高、導熱系數低和化學活性高等特點，鈦合金的加工難度較大、耐磨性較差，在摩擦工況中容易發生磨損失效，嚴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Ti-6Al-4V合金進行激光表面紋理化處理后，YuanShuo[5]采用真空熱氧化技術在鈦合金材料表面制備了熱氧化（TO）涂層，發現經過激光表面紋理化（LST）—TO雙重處理的試件磨損率比未處理的試件小95.2%，表現出優異的耐磨損性能。在Ti-6Al-4V合金與Si3N4的摩擦試驗中，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所需的苛刻的真空環境，ZhaoYitian等[6]則直接使用激光表面工程技術，利用空氣將二氧化鈦氮化，從而將高硬度的TiOxNy/α-Ti耐磨涂層沉積在Ti-6Al-4V上。結果顯示，復合涂層的顯微硬度和耐磨性分別提高了4.7倍和3.9倍。但他們發現處理過程中所用的激光能量密度和冷卻速率必須嚴格控制，否則會降低涂層的韌性，甚至產生裂紋或氣孔。

雖然諸如上述的物理沉積、熱化學表面處理這兩種方法，試驗效果顯著，但在實際情況中，物理沉積方法和熱化學表面處理往往會存在一些問題。劉育斌等[7]對比了在鈦合金表面激光熔覆碳化鎢（WC）/鈦合金（TC18）復合涂層與傳統超聲速火焰噴涂碳化鎢（WC-17%Co）涂層，發現激光熔覆工藝復合涂層的耐磨性反而更差。用在重復加載過程中沉積的涂層易于從基材上剝離，而且在熱化學表面處理期間基材會發生嚴重扭曲[8]。針對以上問題，另一種表面改性技術，即通過嚴重的塑性變形（SPD）在金屬部件表面進行表面梯度納米晶化，成為一種有效的結構優化方法。

通過SPD能夠形成具有納米晶體和/或超細晶粒的變形層，并且這一變形層表現出了極高的強度和結構穩定性。目前，基于這一原理已經設計出了許多有用可靠的技術方法，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在多次滑動沖擊下發生嚴重塑性變形，之后進行了疲勞強度試驗。他們發現鈦合金材料進行UIT后，以107循環為基礎的疲勞強度值增加了約60％，并且在300~400MPa的施加應力振幅下，壽命延長了兩個數量級。在UIT技術的基礎上，LiuYang等[21]開發了超聲沖擊處理和電火花處理相結合的方法（UIET）。他們發現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力為壓應力。

他們推測這一技術可提高鈦合金的耐磨性。Vasylyev等[22]發現在室溫空氣中對Ti-6Al-4V合金進行超聲波沖擊處理30~150s，會異常快速地形成由TiO₂、Al₂O₃和V₂O₃組成的相當厚、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生的氧化物層決定，在UIT處理120s后達到最大值，比完整合金的硬度高2.1倍。而硬度的增加伴隨處理過的合金的摩擦學特性的改善，即摩擦系數和磨損率降低了近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構機理。

他們通過搭建模型并進行仿真分析，指出表層的基底結構抑制了晶粒和中尺度的表面粗糙化，而表面層晶粒細化和基體織構相互補充，有效地抑制了晶粒和細觀尺度的粗糙化，并延緩了表面波狀度。

到目前為止，相關研究人員已經通過相關試驗證實了UIT處理能增強材料的表面硬度，改善耐磨性，但處理過程中具體的強化機制仍不清楚，UIT處理是如何通過改變材料表面質量進而增強材料耐磨性尚未得以明確揭示。此外，盡管UIT技術在工程應用上已經比較成熟，但缺乏系統的對UIT工藝參數影響規律的試驗研究。

本文首先對超聲工藝參數的影響進行系統評價，基于表面殘余應力、表面粗糙度、表面硬度三個表面質量指標，探究刀具直徑、氣浮臺壓力、沖擊道次、刀頭形狀、進給步距5項工藝參數對Ti-6Al-4V合金表面組織性能的影響規律。

同時，本文通過摩擦磨損試驗，驗證鈦合金超聲沖擊處理對其耐磨性的強化效果，搭建起超聲強化沖擊處理對鈦合金材料耐磨性增強的理論橋梁，揭示超聲沖擊強化處理的機理。

1、試驗設計

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Ti-6Al-4V。其化學成分見表1。

工件尺寸規格為60mm×60mm×8mm，出廠前經過普通退火處理，退火溫度為750℃，超聲沖擊處理前先用平面磨床對鈦合金試件的表面進行磨削處理，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試驗結果的影響，相同參數條件的試驗均重復三次，取平均值作為試驗結果，三次重復試驗值的標準誤差作為曲線圖的誤差棒。

1.1鈦合金超聲沖擊強化試驗設計

如圖1所示，試驗使用CNC650超聲加工中心和YC-UTG-B01超聲波發生器。試驗時將TC4鈦合金試件裝夾在機床工作臺上，工作臺可以沿X、Y方向移動，機床主軸可以沿Z方向移動，機床主軸內部裝有與超聲發生器相連接的超聲振動裝置。

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）化學成分。YG8的力學性能見表2。

工作臺的進給速度設置為10mm/s。機床的工作臺按照S形路徑進行移動，進給步距根據刀具直徑和試驗條件進行設定，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，以此類推。

試驗探究了刀具直徑、氣浮臺壓力、沖擊道次、刀頭形狀、進給步距這5個工藝參數對鈦合金試件超聲沖擊強化處理后表面殘余應力、表面粗糙度、表面硬度的影響情況，其中在預試驗中，發現氣浮臺壓力對殘余應力也有影響，當氣浮臺壓力在0.3MPa及以下時，試件表面的殘余應力基本沒有變化，而當氣浮臺壓力大于0.5MPa時，刀具與試件表面會產生劇烈的滑擦，甚至斷刀。因此，本次試驗氣浮臺壓力選擇范圍為0.35~0.45MPa。具體參數見表3。

試驗使用μ-X360n型殘余應力儀、TA620-A型表面粗糙度測量儀、HXD-1000TMC/LCD型顯微硬度計、VHX-S650E數碼超景深顯微鏡分別測量TC4鈦合金超聲沖擊強化處理前后表面的殘余應力值、表面粗糙度、顯微硬度、金相組織。

1.2鈦合金摩擦磨損試驗設計

在航空航天領域，鈦合金常被用來制造飛機作動筒，與304不銹鋼組成滑動摩擦副。因此，試驗摩擦配副材料選用304不銹鋼球和TC4鈦合金盤，摩擦時間為1800s，試驗使用MMW-1型立式萬能摩擦磨損試驗機。TC4鈦合金盤為板狀，邊長為60mm，初始厚度為8mm，供貨商為陜西寶雞鈦業股份有限公司。304不銹鋼球的直徑為9.525mm，表面硬度為20HRC，其化學成分見表4。

使用顯微鏡、三維形貌儀對不銹鋼球和鈦合金盤的磨損表面進行檢測與分析。首先，為了探究潤滑劑對鈦合金摩擦磨損性能的影響，載荷選用10N，轉速選用0.5m/s，分別對比干摩擦、牌號為PAO6的聚α烯烴合成基礎油、15號航空液壓油兩種不同潤滑劑對鈦合金摩擦磨損性能的影響，兩種潤滑劑的具體參數見表5。然后，在保證載荷、滑動速度以及潤滑劑恒定不變的條件下，探究不同超聲沖擊處理步距對鈦合金摩擦性能的影響。結合鈦合金作為飛機作動筒材料在實際下的工況情況，載荷選用30N，轉速選用0.5m/s來模擬重載高速工況，潤滑劑則選用15號航空液壓油。超聲沖擊參數與1.1節試驗組一致，步距分別為0.1mm、0.2mm、0.3mm、0.4mm。具體試驗參數見表6。

2、試驗結果分析

2.1鈦合金超聲沖擊強化試驗

各鈦合金試件在經過超聲沖擊試驗后，材料表面的殘余應力都發生了較大的改變，甚至表面殘余的拉應力轉變成了壓應力。各試驗參數下材料的表面殘余應力如圖2所示。

由圖2可知，所有鈦合金試件在經過超聲沖擊強化處理后，表面殘余拉應力值大大降低，或者變為壓應力。殘余應力是消除材料受到的外力或不均勻的溫度場等作用后，在材料的內部保持自平衡的應力，機械加工與強化工藝都可能導致材料產生殘余應力。殘余應力是影響材料機械性能最主要的因素之一，殘余拉應力會降低材料的屈服強度，使材料組織內產生微裂紋而發生脆性破壞，而殘余壓應力可以提高材料的屈服強度，并提高材料的疲勞壽命。表面殘余拉應力對工件表面裂紋的產生具有很大的促進作用，從而降低材料的疲勞壽命。與拉應力相反，殘余壓應力在工件表面是以向內的壓力存在，而不是向外的張力，能使工件的疲勞強度、耐磨損強度大大增強[23-25]。在鈦合金用作飛機作動筒與304不銹鋼組成滑動摩擦副的工況下，殘余壓應力能夠有效提高鈦合金的疲勞強度、抑制裂紋產生和擴展、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力對于鈦合金是有益的。值得指出的是，殘余壓應力對材料的利害是根據材料具體結構以及工況來確定的，不可認為殘余壓應力對材料一定是有益的。

由圖2（a）可知，隨著刀具直徑的增加，殘余拉應力降低的值減小，超聲沖擊強化的效果變差。這是因為在其他條件一定下，刀具直徑越大，刀具與試件的接觸面積也就越大，導致超聲沖擊強化時，試件與刀具的接觸點處受到的壓力變小，試件表面的壓縮形變減小。由圖2（b）可知，隨著氣浮臺壓力的變大，試件表面殘余拉應力明顯降低，當氣浮臺壓力達到0.45MPa時，試件表面的殘余應力已經由420MPa的拉應力變為22MPa的壓應力。因為氣浮臺壓力的增大會加大試件與刀具接觸點處的壓力，導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力值降低，甚至變為壓應力。

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力從22MPa急劇增加，然后增速趨緩，基本達到穩定值260MPa。由圖2（d）可知，刀頭形狀對鈦合金超聲沖擊強化的殘余應力具有重要影響，刀頭面積越小，越有利于材料表面產生更大的殘余壓應力，超聲沖擊強化的效果越好。相比未處理材料的420MPa的拉應力值，使用球頭刀具超聲沖擊處理的試驗組殘余壓應力值達到了482MPa。由圖2（e）可知，步距越大，鈦合金經過超聲沖擊強化處理后，材料表面的殘余壓應力越小，超聲沖擊強化效果越差。當刀頭形狀為球形時，刀具與試件的接觸可以近似看作點接觸，所以超聲沖擊處理后，材料表面會出現較為均勻的溝壑劃痕，這實際上是由于球頭對材料表面進行滑擦，形成了變形區與非變形區。進給步距變大，非變形區增大，材料表面的整體壓縮變形變小，所以整體表現出殘余壓應力變小。

綜上所述，刀具直徑越小，殘余應力越小，但是殘余應力對于刀具直徑變化的敏感性并不顯著，而且刀具直徑過小會導致加工效率降低。因此，刀具直徑的選取應同時兼顧其對加工效率和對殘余應力的影響。氣浮臺壓力越大，殘余應力越小，并且殘余應力對于氣浮臺壓力增大的敏感性較顯著，但是氣浮臺壓力過大會導致刀具負載過大，進而發生斷刀的現象。因此，氣浮臺壓力的選取應在保證安全載荷以下來盡量選取大的參數值。沖擊道次越多，殘余應力越小，但是，當沖擊道次小于6次時，殘余應力對于沖擊道次增加的敏感性十分顯著，而當沖擊道次大于6次時，殘余應力對于沖擊道次增加的敏感性明顯降低，這說明沖擊道次達到6次時，對于減小殘余應力的效果趨于飽和。因此，沖擊道次的選取應保證在6次及以上，并且充分考慮加工目標質量和效率的平衡問題。對于三種刀頭形狀，發現球頭刀具的殘余壓應力最大。因此，在只考慮殘余應力單因素的情況下，應盡量選取球頭刀具。進給步距越大，殘余壓應力越小，并且殘余應力對于進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，應適當減小進給步距。

圖3所示為各工藝參數超聲強化后材料的表面粗糙度。材料表面粗糙度值的大小會直接影響其使用性能，未經超聲處理的鈦合金試件，表面經平面磨削處理，粗糙度值Ra為0.80μm左右。

可以發現，鈦合金試件經超聲沖擊強化處理后，表面粗糙度值均比未處理時明顯增大。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，超聲沖擊強化處理會使試件表面發生塑性變形；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，更容易發生滑擦，使材料表面發生不均勻的塑性變形，這兩種因素綜合導致試件表面粗糙度值增大。由圖3（b）可知，隨著氣浮臺壓力的變大，試件表面粗糙度值呈下降趨勢，但仍舊大于超聲處理前的表面粗糙度值，為未處理時的1.35倍。這說明超聲沖擊強化處理會使鈦合金表面粗糙度值上升，但氣浮臺壓力變大，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，最后基本達到穩定，略高于未處理時的粗糙度，為0.84μm。這一現象正好說明了沖擊道次的增加對強化處理的效果是有限的。可能是因為隨著沖擊道次的持續增加，材料表面波峰被重復地擠壓，出現了加工硬化現象，表面塑性變形最終趨于穩定。由圖3（d）可知，經球頭刀具超聲沖擊處理過的鈦合金試件材料表面粗糙度增長最大，達到了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，當刀頭形狀為球形時，隨著進給步距的增加，鈦合金經超聲沖擊強化處理后，材料表面粗糙度值先上升，0.3mm步距時達到最大，為7.58μm，為未處理時的9.475倍。之后下降，最后仍為未處理時表面粗糙度的4.95倍。此時，刀具與試件的接觸可以看作點接觸，材料表面發生犁耕，進給步距增加后，形成變形區和非變形區，非變形區較小，邊緣會發生擠壓塑性變形，表面粗糙度值上升。隨著進給步距的進一步增加，材料表面非變形區變大，邊緣擠壓塑性變形減小，因而粗糙度值下降。

綜上所述，表面粗糙度對于進給步距增加的敏感性最顯著；對于三種刀頭形狀，球頭刀具的表面粗糙度明顯高于其他兩種；對于沖擊道次的增加，表面粗糙度呈先增大后減小的穩定趨勢；表面粗糙度對于刀具直徑和氣浮臺壓力兩種參數的變化敏感性相對其他參數并不明顯。因此，為了控制表面粗糙度指標，應重點關注進給步距和刀頭形狀的選取，而沖擊道次應盡可能選取6次以上來確保該因素影響表面粗糙度變化的穩定性。

就鈦合金零件來說，磨損一般分為三個階段，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，摩擦副的兩個接觸表面實際上只在表面粗糙的峰部相互接觸，實際的接觸面積遠小于理論接觸面積，所以在相互接觸的峰部會產生非常大的單位應力，使實際接觸處產生塑性變形、彈性變形和峰部之間的剪切破壞，引起嚴重磨損。也就是說，表面粗糙度對零件表面磨損的影響很大。在常規認識中，表面粗糙度值越小，零件的磨損性好。但是，就金屬零部件來說，表面粗糙度值的適當增加，能夠更好地儲存潤滑油，在接觸面形成油膜，避免金屬直接接觸，從而降低磨損。因此，就金屬零件來說，一般都有一個最佳表面粗糙度值，其大小與零件實際工作情況有關。對于鈦合金零部件來說，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加大。

圖4所示為各工藝參數下鈦合金試件材料的表面硬度。未經超聲沖擊強化處理前，鈦合金試件經磨削加工后，測得其表面硬度為310.70HV。由圖4可以發現，鈦合金試件在經過超聲沖擊強化處理后，其表面硬度均比未處理時有明顯上升。這是因為金屬材料在冷加工變形后，材料內部的晶粒會發生滑移、位錯、破碎和纖維化，導致強度和硬度升高，但塑性和韌性下降，發生加工硬化現象，使得表面硬度增大。

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，超聲沖擊強化時，試件表面受到的壓力就越小，使得材料表面壓縮變形越小，材料內部的晶粒發生的滑移位錯越小，因而表面硬度提高值也就越小。由圖4（b）可知，隨著氣浮臺壓力的變大，材料表面硬度逐步升至449.6HV。這是因為氣浮臺壓力增大，使得超聲沖擊強化時，試件與刀具的接觸點處的壓力增大，進而導致試件表面的壓縮變形變大，使材料內部的晶粒發生的滑移位錯逐漸變大，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道次時的567.9HV，后下降至548.3HV。但總體來說，相較未超聲沖擊強化處理前，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道次時稍有下降，這可能是由于材料經多次高頻沖擊后，材料表層金屬發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）可以明顯發現，刀具與試件接觸面積越小時，材料表面硬度越大。球頭刀具的試驗組材料表面硬度達到了752.5HV。因為接觸面

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。因為步距越大，非變形區面積越大，材料表面整體塑性變形越小，導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，對于氣浮臺壓力、進給步距和沖擊道次6次以下的變化，表面硬度的變化幅度約為100HV，而對于沖擊道次6次以上，表面硬度趨于穩定但略微下降，對于刀具直徑的變化，表面硬度的變化幅度小于50HV。因此，在考慮增強鈦合金表面硬度的工藝目標下，應盡量采用球頭刀具，沖擊道次選取應盡量在6次左右，其余三項工藝參數可以綜合其他性能指標綜合考慮選取較小的刀具直徑、較大的氣浮臺壓力和較小的步距。

圖5展示了不同道次和不同進給步距超聲沖擊試驗中試件金相組織觀察結果。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道次時硬化層厚度僅為14μm，這說明沖擊道次為6次時，超聲沖擊強化效果已接近極限，隨著沖擊道次繼續增加，材料表面的變形抗力越來越大，硬化層厚度基本不再增加。

由圖5（e）、圖5（f）可知，沖擊步距為0.1mm時，硬化層厚度為10μm，而沖擊步距為0.4mm時，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律一致，說明對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，組織結構均勻，并且沒有明顯的缺陷。超聲沖擊的高頻振動，引起材料表層的劇烈塑性變形和內部的晶粒畸變，已經無法區分α相和β相，進而晶粒發生破碎、錯位、滑移和湮沒[8,10,27-31]，使晶粒細化不斷擴展，從而形成了強化鈦合金耐磨性能的硬化層。

2.2摩擦磨損試驗

圖6展示了不同潤滑條件下實時摩擦系數圖和全程平均摩擦系數圖。由圖6可知，在載荷為10N、轉速為0.5m/s工況下，304不銹鋼與TC4鈦合金配副在干摩擦時的摩擦系數最大，其在500s內從0.34左右迅速升高至0.40以上，干摩擦時球—盤直接接觸，在接觸表面產生較大的接觸應力，磨損表面的剪切力較大，摩擦阻力較大，工況比較惡劣，摩擦過程中摩擦系數波動較大，實時摩擦系數最高值甚至達到了0.50以上，平均摩擦系數達到了0.438。相較于干摩擦潤滑工況，油潤滑能夠有效降低摩擦過程中的摩擦阻力，摩擦系數較小，基本保持在0.35以下，可在較短的時間內進入平穩摩擦狀態，并且全程波動很小。這說明油潤滑能夠比較明顯地降低304不銹鋼球與TC4鈦合金盤摩擦配副的摩擦系數，改善摩擦工況。在油潤滑摩擦試驗中，當PAO6作為潤滑劑時，摩擦系數全程都比較穩定，摩擦過程中摩擦系數相對較高，平均摩擦系數為0.346，這可能是由于PAO6的黏度比15號航空液壓油的大，導致摩擦過程中摩擦阻力較大，所以摩擦系數比較高；當15號航空液壓油作為潤滑劑時，球—盤配副間的摩擦系數比較穩定，摩擦系數最小，平均摩擦系數為0.328。從降低摩擦系數的角度看，相較于PAO6，選用15號航空液壓油作為304不銹鋼球與TC4鈦合金盤配副的潤滑劑更具有優勢。

圖7展示了不同潤滑劑下的304不銹鋼球磨斑直徑圖和TC4鈦合金盤磨損率圖。由圖7可知，在載荷為10N、轉速為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重，不銹鋼球的磨斑直徑約為2.634mm，鈦合金盤的磨損率約為14.07×10^-5mm3/（N·m）。油潤滑工況明顯降低了球—盤配副的磨損，其中，當PAO6作為潤滑劑時，不銹鋼球的磨斑直徑約為1.744mm，鈦合金盤的磨損率約為10.73×10^-5mm3/（N·m），相較于干摩擦，球磨斑直徑減小約33.8%，盤體磨損率降低了約23.7%；當15號航空液壓油作為潤滑劑時，不銹鋼球的磨斑直徑比PAO6作為潤滑劑時略小，磨斑直徑約為1.691mm，鈦合金盤的磨損率約為9.22×10^-5mm3/（N·m），相較于干摩擦，球磨斑直徑減小約35.8%，盤體磨損率降低了約34.5%。因此，就磨損率而言，在油潤滑下304不銹鋼球與TC4鈦合金盤配副的壽命相較干摩擦能提高20%以上，并且可以看出，15號航空液壓油更適合作為304不銹鋼球與TC4鈦合金盤摩擦配副的潤滑劑。

圖8展示了不同潤滑劑下的TC4鈦合金盤磨損面的三維和二維形貌圖以及對應掃描電子顯微鏡（SEM）的電鏡圖。其中，圖8(a)~圖8(c)為干摩擦，圖8(d)~圖8(f)為PAO6，圖8(g)~圖8(i)為15號航空液壓油。由圖8可知，在干摩擦與油潤滑工況下，TC4鈦合金盤的磨損面沿磨合方向均呈現出波紋狀的摩擦痕跡，且在磨痕邊緣處出現明顯的材料擠壓、塑性變形現象。干摩擦時，盤體的磨痕較淺，寬度較大，磨損面比較粗糙，磨痕邊緣處的材料擠壓變形嚴重，這可能是由于干摩擦時剪切應力較大，磨合處溫度較高，導致材料磨損比較嚴重；油潤滑時，盤體的磨痕變深，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較小，但在PAO6與15號航空液壓油作為潤滑劑時，磨損表面未見明顯差異。這說明油潤滑能夠有效降低材料磨損，抑制材料塑性變形。在干摩擦和油潤滑時，鈦合金盤的磨損表面具有不同的微觀形貌特征。干摩擦工況下，盤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，磨損表面出現明顯的裂紋、片狀剝落和犁溝，這是磨粒磨損導致的。這是因為，一方面，當304不銹鋼球與TC4鈦合金盤做相對滑動時，球—盤接觸點處發生剪切斷裂，同時，摩擦表面溫度較高，脫落的磨屑在磨損表面發生黏著堆積和表面壓入，產生黏著磨損；另一方面，脫落的硬質磨屑以及接觸面基體上的微凸體隨著相對滑動產生犁溝和微觀切削作用，形成磨粒磨損。油潤滑時，盤體磨損表面沒有發現明顯的磨屑堆積現象，表面比較光滑，磨痕比較明顯，有輕微的片狀剝落現象，磨損機理為磨粒磨損，這是因為油潤滑降低了摩擦熱，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象。同時可以發現，15號航空液壓油作為潤滑劑時，磨損表面比PAO6作為潤滑劑時更光滑，片狀剝落趨勢減弱，這說明15號航空液壓油的潤滑效果更好。

圖9展示了不同步距下實時的摩擦系數圖和全程平均摩擦系數圖。由圖9可知，當超聲沖擊步距從0.1mm增至0.3mm時，整個過程實時的摩擦系數曲線變得更加平穩，全程平均摩擦系數也呈下降趨勢。當超聲沖擊步距從0.3mm增加到0.4mm，整個過程實時的摩擦系數曲線波動變大，全程平均摩擦系數上升。

總體來講，鈦合金盤表面使用球頭刀具超聲沖擊強化處理后的摩擦系數均有減小的趨勢，這說明超聲沖擊強化處理能夠有效降低鈦合金盤的摩擦系數。而整個過程實時的摩擦系數曲線波動變大，可能是超聲沖擊處理后，材料表面出現了相間的變形區與非變形區，摩擦時球盤接觸點處的粗糙度不一致導致。其中，沖擊步距為0.3mm時，全程的平均摩擦系數最小，僅為0.317，這一拐點正好也與超聲沖擊強化試驗中沖擊步距對表面粗糙度影響出現的拐點一致。圖10為不同超聲沖擊步距下的盤磨損率圖與球磨斑直徑圖，可以發現，TC4鈦合金材料表面經過超聲沖擊強化處理后，鈦合金盤的磨損率都明顯出現了降低趨勢，而不銹鋼球的磨斑直徑都出現變大趨勢，這直接說明超聲沖擊強化處理顯著提高了TC4鈦合金的耐磨性。

這一方面是由于超聲沖擊強化使鈦合金的表面發生壓縮塑性變形，使表層材料的殘余壓應力和表面硬度提高，提高了鈦合金的耐磨性；另一方面是由于使用球頭刀進行超聲沖擊強化處理時，材料表面因形成了相間的變形區與非變形區而產生了溝壑，溝壑在摩擦時具有儲油作用，提高了摩擦配副的承載能力。同時可以發現，當步距增加時，不銹鋼球的磨斑直徑先變大后變小，而鈦合金盤的磨損率先下降后上升，均在步距為0.3mm時出現轉變。這恰好說明了在本文中的試驗條件下，當使用球頭刀進行超聲沖擊強化的步距為0.3mm時，對降低TC4鈦合金磨損率的效果最顯著，此時鈦合金盤的磨損率為未處理時的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果。圖11為不同超聲沖擊步距下TC4盤磨損面的三維和二維形貌圖以及對應SEM的電鏡圖。其中，圖11（a）~圖11（c）的進給步距為0.1mm，圖11（d）~圖11（f）的進給步距為0.2mm，圖11（e）~圖11（i）的進給步距為0.3mm，圖11（j）~圖11(h)的進給步距為0.4mm，圖11（m）~圖11(o)為未沖擊。

由圖11可知，鈦合金盤表面出現片狀剝落和犁溝，鈦合金—304不銹鋼摩擦副中鈦合金盤主要磨損形式為磨粒磨損和黏著磨損。經過超聲沖擊強化處理后，TC4鈦合金盤的磨痕均出現寬度變窄、深度變淺的變化趨勢，磨損表面變得更加光滑，說明超聲沖擊強化處理能有效提高鈦合金—304不銹鋼摩擦副中鈦合金盤的耐磨性。

經過超聲沖擊處理后，鈦合金盤磨損面的粗糙度降低，磨屑黏結和表層片狀剝落現象減少，黏著磨損現象出現明顯改善。這是因為超聲沖擊處理可以提高表面硬度和耐磨性，有效抑制摩擦過程中的材料變形和斷裂破壞。當超聲沖擊的進給步距增大時，磨盤磨損面的粗糙度先減小后增大。當進給步距為0.3mm時，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，TC4鈦合金超聲沖擊強化處理的減摩抗磨效果最明顯。

圖12為不同進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。通過對比圖5（a）和圖12（a）可以發現，未經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相變結構的第二層狀α相。經過摩擦磨損試驗可以發現，未經處理的鈦合金金相組織轉變為等軸組織，具有良好的塑性、熱穩定性和疲勞強度，但耐磨性較差。從圖12（b）~圖12（e）中可以看出，不同進給步距的鈦合金摩擦劃傷斷面均以片層組織為主，加工的耐久強度、蠕變強度、抗壓強度均高于雙相組織。此外，從圖12（d）到圖12（e）可看出，片層組織發生了明顯的排列變化，這與不同進給步距對TC4鈦合金UIT強化的影響趨勢相符。

2.3鈦合金超聲沖擊強化減摩抗磨機理分析

在超聲沖擊強化處理過程中，材料表面在超聲刀具的高頻沖擊作用下會發生劇烈的塑性變形，這一變形過程可分為兩部分，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域與拉伸變形區域會發生極其微小的交錯，從而使材料表面產生殘余應力。

經超聲沖擊強化處理后，TC4鈦合金材料的表面發生壓縮塑性變形，使表層材料的殘余應力由拉應力轉變為壓應力，壓應力能夠抑制摩擦過程中裂紋的產生和擴展，阻礙磨屑的形成和脫落，材料的耐磨性提高。經超聲強化處理后，材料表面形成一層硬化層，表面硬度和強度提高，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，使得材料表面出現溝壑，大大減小了摩擦配副的接觸面積，改善了磨粒磨損現象，同時溝壑具有存儲潤滑油的作用，從而降低黏著磨損，潤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，從而減小磨損。

綜上所述，超聲強化處理能夠有效提高材料的減摩抗磨能力，這主要是由于壓應力抑制裂紋機制、表面硬化強化機制和溝壑儲油機制協同作用，共同增強超聲沖擊強化處理后鈦合金材料的耐磨性能，如圖13所示。

3、結論

本文提出了用于飛機液壓作動筒的鈦合金材料的超聲沖擊強化處理技術，基于超聲負載匹配系統建立了超聲沖擊強化處理工藝；建立了超聲沖擊強化參數對鈦合金表面殘余應力的影響規律，探究了氣浮臺壓力、刀具直徑、刀頭形狀、沖擊道次和進給步距等工藝參數對鈦合金表面組織性能的影響及其機理；分析了鈦合金表面超聲沖擊強化對其摩擦學性能的影響關系，探究了其減摩抗磨的特性及機理。通過研究，可以得出以下結論：

（1）刀具直徑越小，氣浮臺壓力越大，超聲沖擊強化處理的效果越好。但實際上，刀具直徑過小會導致沖擊效率低下，氣浮臺壓力大于0.5MPa時，刀具與試件表面會產生劇烈的滑擦，甚至出現斷刀現象。對TC4材料來說，6道次時沖擊效果基本已達到極限。刀頭形狀為球狀時，接觸為點接觸，沖擊效果最好。由于沖擊過程中變形區比例變大，沖擊效果受進給步距的影響先增大后減小，鈦合金超聲沖擊強化有一最佳沖擊步距。試驗中工藝參數最優搭配為刀具直徑4mm、氣浮臺壓力0.45MPa、沖擊道次6次、球頭刀具、進給步距0.3mm。

（2）超聲沖擊使鈦合金表面殘余拉應力明顯減小，甚至轉變為殘余壓應力。而殘余壓應力在工件表面是以向內的壓力存在的，可抑制摩擦過程中裂紋的產生和擴展，能使工件的疲勞強度、耐磨損強度大大增強。

（3）經超聲沖擊后，鈦合金材料雖然表面粗糙度上升，但表面出現的溝壑，會大大減小摩擦配副鈦合金和304不銹鋼的接觸面積，改善磨粒磨損現象。同時，溝壑具有存儲潤滑油的作用，從而降低黏著磨損，潤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，從而降低磨損。

（4）超聲沖擊的高頻振動，引起鈦合金材料表層的劇烈塑性變形和內部的晶粒畸變，進而晶粒發生破碎、錯位、滑移和湮沒，使晶粒細化不斷擴展，形成硬化層，進一步增強了耐磨損性能。

（5）壓應力抑制裂紋機制、表面硬化強化機制和溝壑儲油機制共同作用，構成了超聲沖擊對鈦合金耐磨性強化的機理。

參考文獻

［1］ 徐九華. 鈦合金切削磨削加工技術研究進展 [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. 表面粗糙度對激光選區熔化TC4鈦合金疲勞性能的影響 [J]. 機械強度，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，王樂耘 . 基于激光選區熔化的高塑性鈦合金設計[J].航空科學技術，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復合涂層滾動接觸疲勞性能研究[J].航空科學技術，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 frictionreduction 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: Amini 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 thefatigue 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.

相關鏈接