近β型鈦合金Ti5553比強度高，綜合力學性能優異，但是質地較軟，抗沖蝕磨損能力差，很難適應在海砂沖蝕磨損工況中的長期服役。
強度和韌性是決定材料抗沖蝕磨損性能的重要因素[5-9]。等徑角擠壓[ECAE]工藝可以提高Ti5553鈦合金的強韌性[4,10]。本文作者通過ECAE工藝研制細晶Ti5553高強韌鈦合金，采用自制葉輪式沖蝕磨損試驗機對Ti5553鈦合金進行海砂沖蝕模擬，結合三維輪廓儀、掃描電子顯微鏡和光學顯微鏡定量觀察材料表面形貌。運用動力學原理研究了經ECAE處理后的Ti5553鈦合金在海砂環境中的沖蝕演變過程和沖蝕磨損機理，以期為提高該合金的抗海砂沖蝕能力提供理論依據。
1、實驗部分
1.1 試樣制備及表征
試樣原材料為Ti5553鈦合金，其各組成元素的名義質量百分數如表1所示。通過電火花線切割工藝將原材料加工成尺寸為 9.3mm × 9.3mm × 90mm的長方體坯料。保留其中的1根長方體坯料作金相分析，其余各坯料做等徑角擠壓處理。
表1 Ti5553鈦合金組成元素的質量分數
| Element | Weight Percentage |
| Aluminum | 5% |
| Molybdenum | 5% |
| Vanadium | 5% |
| Chromium | 3% |
| Zirconium | 0.65% |
| Titanium | Balance |
利用內外角均為 90 °的擠壓模具，對上述長方體坯料在 850 °C環境下進行1道次等徑角擠壓，如圖1[a]所示。等徑角擠壓處理后，試樣在普通箱式電阻爐內作 500 °C、40 min退火處理，以獲得均勻的組織。
分別在試樣和未經擠壓的坯料上選取垂直于Y軸的表面[Y面]為沖蝕面，然后按照制作金相試件的要求進行處理，如圖1[b]所示。對沖蝕面拋光，主要是使得所有的沖蝕面光滑平整并且擁有幾乎相同的粗糙度，便于在同一標準下清晰地展示沖蝕后Ti5553鈦合金的表面形貌[11]。
利用Kroll試劑，腐蝕未經擠壓坯料的Y面約10 s，并用Olympus金相顯微鏡觀察此Y面的顯微組織。
1.2 沖蝕試驗原理
試樣的沖蝕磨損試驗是在自行設計的恒溫海砂沖蝕磨損試驗機中進行。該試驗機主要由脈寬調制無刷直流電機、無級調速器、試驗釜、夾具、離心葉輪和恒溫水浴等部件組成。葉輪最高轉速為5000 r/min[對應的漿料最高沖蝕線速度為23 m/s]，水浴最高工作溫度為 80 °C，具體如圖2[a～b]所示。
試驗機工作時，試樣固定于圓柱形夾具內，相對于試驗釜靜止。漿料通過高速旋轉的離心葉輪射向試樣表面，對試樣進行沖蝕。漿料速度 v由徑向速度 v n 和切向速度 v t 復合而成。按理想情況下葉輪上漿料微元的向心加速度為 ω 2r，可推導出徑向速度 v n 與切向速度 v t ：
式中： r旋轉葉輪半徑； ω葉輪旋轉角速度。
由式[1]可知，合成的漿料速度 v大小為
與葉輪徑向的夾角
該夾角不隨葉輪轉速而變化，如圖2[c]所示。
若試驗要求改變試樣沖蝕攻角，可通過調節圓柱形夾具的角度獲得。
1.3 試樣沖蝕試驗及沖蝕程度評價方法
本次沖蝕磨損試驗模擬含砂海水環境[12-13]，選擇溶質質量百分數為3.5%的NaCl溶液5 kg、細度為28~46目[直徑約為0.6 mm]的石英砂1.2 kg作為漿料，漿料固體顆粒質量百分數為19%。水浴溫度設定為40℃，采用PID控制方式進行水溫控制。將試樣的Y面對準葉輪，固定于圓柱形夾具內。旋轉夾具，使得沖蝕攻角為45°。
按如下方式進行沖蝕磨損試驗和結果評價：
a. 選取經ECAE處理的試樣與未經ECAE處理的試樣各1根，分別命名為850et試樣和nullet試樣。試樣在沖蝕磨損試驗機內沖蝕20 h，沖蝕線速度為9.2 m/s，對應的電機轉速為2000 r/min。該組試樣沖蝕0、1、2、3、4、5、6、7、8、9、10、11和20 h后停機取樣，用精度為0.1 mg的電子天平稱量取出的試樣的質量。在沖蝕20 h后，利用清華大學摩擦學國家重點實驗室的FEI Quanta 200 FEG掃描電子顯微鏡[SEM]觀察試樣的表面形貌特征。
b. 選取經ECAE處理的試樣4根，在沖蝕磨損試驗機內分別沖蝕1、2、4和8 h，對應的試樣分別命名為e1試樣、e2試樣、e4試樣、e8試樣，設定沖蝕線速度為13.6 m/s，對應的電機轉速為3000 r/min。
對于e1試樣、e2試樣、e4試樣和e8試樣，利用Keyence三維輪廓儀測出沖蝕后試樣沖蝕面的真實三維輪廓形貌，定量表征沖蝕后的表面輪廓，體現沖蝕磨損機理轉變的細節[14]。
2、沖蝕磨損試驗結果
2.1 沖蝕時間對沖蝕機理演變的影響
圖3[a~d]分別定量地展示了經ECAE處理的試樣沖蝕磨損后的三維表面輪廓。
從圖3[a]可看出，1 h沖蝕后e1試樣表面呈現連綿起伏的“山巒”和連續凹陷的劃痕，主要表現出砂粒擦過試樣表面引起的劃痕損傷，沖蝕磨損機理以砂粒的微切削為主。
圖3[b]顯示，在2 h沖蝕后，e2試樣連續起伏的“山巒”被打斷，突出的“山峰”數開始增加，試樣表面出現了沖擊坑跡象，沖蝕磨損機理由微切削為主逐步向沖擊擠壓變形過渡。需要指出的是，這里的沖擊坑及沖擊擠壓僅僅是形式上展現出來的，并不一定代表這些坑狀物全部由砂粒直接撞擊引起。
沖蝕4 h后，如圖3[c]所示，e4試樣出現了明顯的沖擊坑，同時幾乎找不到連續起伏的突出“山巒”，e4試樣基本完成了沖蝕機理過程的轉變，即從砂粒微切削轉變為砂粒沖擊擠壓變形。
經過8 h沖蝕，即圖3[d]，e8試樣出現了較深的沖擊坑。在圖3[d]中較明顯的沖擊坑共有6處，如箭頭所示。分別用圖3[d]中的平面1-3截取這6個沖擊坑，則能得到沖擊坑深度的定量曲線表述，如圖4[a~c]所示，每個圖展現了2個沖擊坑。6個沖擊坑的深度在5~7 μm左右，這表明隨著沖蝕時間的增加，沖擊坑愈加明顯，深度達到了10 μm的量級，沖蝕機理呈現為砂粒沖擊擠壓變形。
為了后續討論Ti5553鈦合金的沖蝕磨損機理演變過程，通過引入沖蝕率的概念，分析在0~20 h時間段內沖蝕率的變化趨勢，從試樣的宏觀質量變化找出沖蝕機理演變的歷程。在本文中，試樣的沖蝕率
按如下表達式定義：
其中： mt為試樣 t時刻停機取樣時的質量； m0為試樣未沖蝕時的質量。
圖5[a]和圖5[b]分別給出了850et試樣與nullet試樣在沖蝕時間為0~20 h過程中的累積失重量與沖蝕率。
圖5[b]表明，無論對未經ECAE處理的nullet試樣還是經ECAE處理的850et試樣，在沖蝕磨損前期0~9 h內，試樣的沖蝕率變化大，呈現了明顯的非線性變化趨勢，nullet試樣沖蝕率甚至還有上下竄動，850et試樣沖蝕率則近似地展現出了多個平臺。這說明在0~9 h時間段內，沖蝕磨損過程是不穩定的[15]。但在9 h后，經ECAE處理的850et試樣的沖蝕率逐步平緩，沖蝕磨損機理已經完成了轉變，趨向穩定。
2.2 Nullet試樣與850et試樣沖蝕程度比較
圖6[a]、圖6[b]分別是nullet試樣、850et試樣在沖蝕20 h后的SEM表面形貌圖。
在Matlab平臺上編制圖像處理程序，通過SEM圖像的灰度值均方根[公式[3]]可以定量地比較試樣的高低起伏程度；通過識別SEM圖像輪廓，計算輪廓所占面積百分比[公式4]，可以定量地比較試樣的劃痕與沖擊坑裂紋長度。
式中： R為SEM表面形貌圖灰度值均方根； a i 為SEM表面形貌圖灰度矩陣的各個元素值； a ˉ為SEM表面形貌圖灰度矩陣各個元素的平均值； N為SEM表面形貌圖灰度矩陣元素個數。
式中： S為SEM表面形貌圖輪廓邊界所占面積百分比； ∑ p edge 為SEM表面形貌圖輪廓邊界所占像素數； ∑ p為SEM表面形貌圖的全部像素數。
Matlab計算結果表明：850et試樣的高低起伏程度、劃痕與沖擊坑裂紋長度遠小于nullet試樣，分別僅為后者的68%和38%。這說明經過ECAE處理的850et試樣抗沖蝕磨損能力遠高于未經ECAE處理的nullet試樣。結合圖5[b]中nullet試樣沖蝕率極不穩定這一事實，說明適當的ECAE工藝可以使沖蝕磨損形式轉變得更為平和。
3、沖蝕磨損機理演變的原因
Ti5553鈦合金的顯微組織、ECAE工藝和沖蝕攻角是決定沖蝕磨損機理演變的主要原因。
3.1 合金顯微組織的作用
根據未經擠壓坯料沖蝕面的金相圖片，Ti5553鈦合金的 β基體內彌散著細小的 α相，并且 α相分布均勻，如圖7[a]所示。
經過1道次等徑角擠壓后，按照文獻[16]給出的計算公式：
式中： ε N 為試樣等效應變； N為等徑角擠壓次數； Φ為等徑角擠壓通道的內角； Ψ為等徑角擠壓通道的外角。則ECAE處理的試樣等效應變較大，接近100%。試樣經過回復、再結晶過程后，晶粒細小且分布均勻[4,17]，相應地提高了基體的強韌性。
由于ECAE工藝強韌化的作用，“泥土” β基體更加緊實，保證了 α相能夠類似于“樹樁”，相對牢固地嵌在 β基體內。
e1試樣在沖蝕攻角為 45 °、沖蝕線速度為 13.6m/s的工況下沖蝕1 h。因為 45 °沖蝕攻角屬于高角度沖蝕，砂粒的運動速度既有法向分量又有切向分量，二者大小相同，砂粒同時對e1試樣表面起到了微切削和沖擊擠壓作用。 α相的尺寸較小、硬度相對較高[18]，彌散在 β基體內，故在沖蝕后， α相很快露在 β基體外，形成了“樹樁”[ α相]嵌在“泥土”[ β基體]中的現象，如圖8示意。
e1試樣沖蝕時間僅1 h，沖蝕破壞程度不明顯， α相露出 β基體的高度亦不大，所以 α相并未起到攔截砂粒、保護Ti5553基體的作用。
當砂粒的運動速度在某一閾值以下，砂粒撞擊試樣表面時只會引起材料的彈性變形。在這種情況下，可以認為材料不會失效。只有當砂粒運動速度超過閾值，引起試樣塑性變形或斷裂，才會使得材料發生沖蝕失效。此時，砂粒的動能轉化為如下兩部分能量，第一部分為試樣彈性變形時吸收的能量，第二部分為試樣在發生塑性變形直至斷裂過程中吸收的能量，如公式[6]所示。
式中： E k 為引起沖蝕破壞的砂粒的動能； E為Ti5553的彈性模量； σ S 為Ti5553的屈服強度； ε S 為Ti5553屈服時的應變； ε k 為Ti5553斷裂時的應變； σ[ε]為Ti5553應力應變關系； V為沖擊坑體積。
沖蝕磨損試驗機電機轉速一定時，相同質量的砂粒具有相同動能 E k 。假設砂粒在沖擊試樣表面過程中不發生形變，則根據公式[7]，試樣屈服強度 σ S 越高，則沖擊坑體積 V越小，即砂粒嵌入深度越低。e1試樣強韌度較高，則抵抗砂粒法向沖擊的能力強，沖蝕破壞形式主要為圖3[a]所示的微切削劃痕，即沖蝕機理以微切削為主。
隨著沖蝕時間的增加， α相露出 β基體的高度開始增加，則砂粒撞擊在“樹樁”[ α相]的概率高。砂粒撞擊 α相時，沖擊速度有向下的法向分量，可以將 α相更加緊實地壓在 β基體內。這時，均勻彌散的 α相起到了攔截砂粒、保護沖蝕面的作用。砂粒的切向分量直接作用于 α相，對“樹樁” α相起到了推移作用，但由于“泥土” β基體的強度、韌塑性均較高，根據公式[6]，能吸收“樹樁” α相移動時的能量，故能緩沖砂粒的切向破壞。沖蝕撞擊的切向分量被 α相抑制，材料破壞開始轉向沖擊擠壓變形。
隨著沖蝕時間的進一步增加，沖蝕破壞的法向作用，即沖擊變形突出，沖蝕磨損機理逐步轉變為沖擊擠壓破壞。這是e2試樣、e4試樣、e8試樣在沖蝕時間增加后切削跡象減少但沖擊坑增加的原因。
由此可見，Ti5553合金中彌散的 α相阻擋了砂粒對沖蝕面的微切削作用，改變了沖蝕磨損機理，更重要的是固定 α相的“泥土” β基體擁有良好的強度和韌塑性，使得“樹樁” α相不易產生移動。Ti5553合金的強度和韌塑性對于阻止沖蝕破壞起到了保護作用。
3.2 ECAE工藝的作用
未經ECAE處理的nullet試樣晶粒粗大，尺寸到達約0.8 mm，強度、韌塑性不及經ECAE處理的850et試樣，如圖7[b]所示。
Nullet試樣 β基體內雖然也彌散著細小的 α相，但是“泥土”[ β基體]較為松散。根據公式[7]，nullet試樣的屈服強度 σ s 較小，抵御 α相的橫向移動能力明顯小于850et試樣。
當砂粒沖擊沖蝕面時，露出 β基體的 α相非但不能起到抗衡砂粒切向撞擊的作用，反而還相當于插入松軟的 β基體的攪拌棒，對 β基體起到了連續攪拌破壞的作用。隨著 α相在 β基體內愈加松垮，該 α相與周圍的 β基體產生疲勞破壞的概率越高，當沖蝕時間達到一定程度時， α相與周圍的 β基體就會從沖蝕面脫落，形成破壞。
砂粒撞擊 α相時，由于 α相嵌在 β基體中， α相受到了力偶的作用，有在紙面內旋轉的趨勢，如圖9所示。
根據作用力與反作用力， β基體會被 α相向上撬起。此時，材料的強度，特別是抗拉強度、韌塑性就起到了重要作用，如公式[7]所示。未經ECAE處理的nullet試樣的屈服強度 σ S 、韌塑性不及850et試樣，在受到 α相向上撬起的作用時， β基體更加容易被拉斷，造成 α相與周圍的 β基體脫落。因為 α相有旋轉的趨勢，所以 β基體脫離沖蝕面時，會形成所謂的偽沖擊坑。雖然名義上這種破壞形式展現出沖擊坑，但并非是直接由砂粒法向沖擊試樣表面形成的。在這種情況下，沖蝕磨損機理不能簡單地視為沖擊擠壓變形，而應是砂粒微切削、沖擊擠壓、 α相撬動周圍 β基體共同作用的結果。這一解釋體現在圖6中，未經ECAE處理的nullet試樣展現的破壞形式并不是單一的微切削或沖擊擠壓，而是在沖蝕坑附近伴隨了大量劃痕與裂紋。
3.3 沖蝕磨損機理演變速度
根據3.1和3.2節的分析，在沖蝕磨損初期，對于經過ECAE擠壓的試樣， β基體中彌散的 α相對試樣起到了保護作用，表現在宏觀層面，試樣的沖蝕率逐步減小，這對應于圖5[b]所示850et試樣的沖蝕率曲線圖，其波動程度較小。但是對于nullet試樣， β基體中彌散的 α相加劇了材料的沖蝕破壞，故在沖蝕磨損初期，沖蝕率有較明顯的上下竄動，完成沖蝕機理轉變的時間長于850et試樣。
沖蝕線速度對于沖蝕磨損機理演變速度也有重要的影響。對于e1、e2、e4和e8試樣，由于沖蝕線速度較高，為13.6 m/s，砂粒切削試樣表面導致 α相露出 β基體的時間大為縮短，使得試樣在2~4 h內完成了沖蝕磨損機理的轉變。而對于850et試樣，由于沖蝕線速度僅為9.3 m/s，經過9 h才使得沖蝕率穩定，即完成了沖蝕磨損機理的轉變。
4、結論
a. 經等徑角擠壓處理的Ti5553鈦合金，在海砂高角度沖蝕磨損初期，沖蝕磨損機理以砂粒微切削為主，之后轉變為以砂粒沖擊擠壓變形為主，并保持不變。
b. Ti5553鈦合金在等徑角擠壓后，細小、彌散的 α相更加牢固地嵌在 β基體中。隨著沖蝕過程的進行，緊固于基體的 α相逐漸露出 β基體，對砂粒起到了切向攔截作用，減緩了砂粒的微切削破壞，使得材料的沖蝕磨損機理演變為擠壓變形。
c. 與經等徑角擠壓的Ti5553鈦合金相比，未經等徑角擠壓的合金中彌散的 α相受砂粒切向撞擊后攪動相對松垮的基體，加劇了材料的沖蝕破壞。當積累到一定程度， β基體受到來自 α相的力偶作用，脫離沖蝕面，形成偽沖擊坑。
d. Ti5553鈦合金的強度、韌塑性是影響抗沖蝕磨損能力的重要因素。等徑角擠壓工藝使得彌散的 α相保護了試樣基體，提高材料的強度和韌塑性，有助于減小試樣的沖蝕率，并使試樣更快地進入穩定沖蝕磨損期。
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（注，原文標題：等徑角擠壓后Ti5553鈦合金的沖蝕磨損機理演變）
