TA15鈦合金名義成分為Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V,主要強(qiáng)化機(jī)制是Al元素的固溶強(qiáng)化，屬于高Al當(dāng)量的近α型鈦合金。該合金既具有α型鈦合金高溫性能良好[1]、組織穩(wěn)定[2]、可焊性好[3]等優(yōu)點(diǎn)，又具備α+β型鈦合金良好的力學(xué)性能[4]、工藝塑性[5]和耐熱性[6]。因此，被廣泛運(yùn)用于汽車工業(yè)[7]、石油化工[8]、生物醫(yī)療[9]和航空航天[10]等領(lǐng)域。

熱處理工藝能夠提高材料綜合性能["]、改善切削加工性能[12]和消除殘余應(yīng)力[13]等,因而被廣泛用于生產(chǎn)熱作模具鋼[14]、鎳基合金[15]、鋁合金[16]和鈦合金[17]等領(lǐng)域。目前，針對(duì)TA15合金的熱處理工藝、微觀組織和綜合性能之間關(guān)系的研究是相關(guān)領(lǐng)域的熱點(diǎn)問題之一，如呂逸帆等[18]發(fā)現(xiàn)在940℃退火處理后,TA15合金的微觀組織為初生α相+片狀次生α相+β相,兼具1026MPa的抗拉強(qiáng)度和48J.cm^-2的沖擊韌性；盧凱凱等[19-20]研究表明當(dāng)熱處理工藝為975 ℃×1 h/WC(Water cooling)+850 ℃ ×2 h/AC（Air cooling）時(shí),TA15合金具有良好的強(qiáng)韌性匹配,其微觀組織由初生等軸α相、片狀α相和β轉(zhuǎn)變組織組成；張旺鋒等[21]研究發(fā)現(xiàn)TA15合金在1020℃的β熱處理后得到的片狀組織力學(xué)性能均低于兩相區(qū)熱處理得到的三態(tài)組織，但片狀組織的斷裂韌性、疲勞裂紋擴(kuò)展速率優(yōu)于三態(tài)組織。隨著鈦合金服役環(huán)境的愈加復(fù)雜惡劣,其相對(duì)較差的摩擦磨損性能也在一定程度上限制了合金的廣泛應(yīng)用[22],而針對(duì)TA15合金熱處理工藝對(duì)耐磨性能影響方面的研究工作卻鮮有報(bào)道。因此，本文研究了退火熱處理、雙重?zé)崽幚砗挺聼崽幚?種不同熱處理工藝對(duì)TA15合金微觀組織、力學(xué)性能和耐磨性的影響規(guī)律,探討了工藝、組織和性能之間的關(guān)聯(lián)機(jī)制，旨在為 TA15合金熱處理工藝的選擇提供理論基礎(chǔ)和試驗(yàn)依據(jù)。

1、試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)原料

試驗(yàn)材料為鍛造態(tài)TA15合金，采用XRF-1800型X射線熒光光譜儀測(cè)試其實(shí)際化學(xué)成分，結(jié)果如表1所示。利用JEOLJSM-7800F場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡（FESEM）和ImageJ軟件對(duì)合金初始微觀組織進(jìn)行統(tǒng)計(jì)分析,如圖1(a)所示,其微觀組織由69.4%的初生α相和30.6%的β轉(zhuǎn)變基體構(gòu)成。使用JmatPro軟件計(jì)算并繪制出合金的熱力學(xué)平衡相圖，如圖1(b)所示,其相變點(diǎn)約為990 ℃，與相關(guān)文獻(xiàn)報(bào)道相吻合[23]。

1.2 試驗(yàn)方案

使用KF-1200箱式熱處理爐對(duì)TA15合金進(jìn)行退火熱處理、雙重?zé)崽幚砗挺聼崽幚?，其熱處理工藝制度如圖2所示。再對(duì)原始態(tài)和熱處理態(tài)的TA15合金進(jìn)行微觀組織觀察：首先對(duì)樣品表面進(jìn)行機(jī)械研磨，然后利用IT6300直流電源進(jìn)行電解拋光，拋光液為34%正丁醇+6%高氯酸+60%甲醇，拋光溫度為-20℃,拋光電壓為15V拋光時(shí)間為60s。最后進(jìn)行腐蝕，腐蝕劑為Kroll試劑，成分為10%氫氟酸+20%硝酸+70%純凈水，腐蝕時(shí)間為10s。根據(jù)GB/T228.1—2021《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法》要求，分別在4種狀態(tài)的

TA15合金材料中取長(zhǎng)寬為45mm×10mm、標(biāo)距為18mm、厚度為2mm的常溫拉伸試樣,并利用 DDL100型電子萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行常溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為1 mm/min,每組平行測(cè)試3個(gè)試樣,取平均值以減小誤差。根據(jù)GB/T229—2020《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》要求，分別在4種狀態(tài)的TA15合金材料中取10mm×10mm×55mm且具有V型缺口的沖擊試樣,并利用NI150金屬擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)測(cè)量沖擊吸收功，每組平行測(cè)試3個(gè)試樣,取平均值以減小誤差。根據(jù)GB/T23604-2009《鈦及鈦合金產(chǎn)品力學(xué)性能試驗(yàn)取樣方法》要求,分別在4種狀態(tài)的TA15合金材料中取10 mm×10 mm×10 mm的硬度試樣,并利用YQ81C型維氏硬度計(jì)測(cè)量微觀硬度,每組測(cè)試7個(gè)點(diǎn),加載載荷為0.1kg，加載時(shí)間為10s，去除最大值和最小值，再取平均值作為最終硬度。

利用THT07-135型摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行磨損試驗(yàn),為便于利用光學(xué)輪廓儀成像得到數(shù)據(jù),對(duì)樣品表面進(jìn)行噴金以增強(qiáng)樣品的反光性，在室溫（25℃）和高溫（500℃）下對(duì)鈦合金進(jìn)行摩擦磨損性能測(cè)試，試樣尺寸為Φ(24.5~24.8）mm×（8.1~8.15）mm,每個(gè)參數(shù)平行測(cè)試兩組，取平均值以減小誤差。其他試驗(yàn)條件：摩擦?xí)r間為30min，摩擦速度為1000r/min，摩擦行程為圓周運(yùn)動(dòng)直徑12.25mm。摩擦氣氛為大氣氣氛，摩擦副類型為點(diǎn)接觸，點(diǎn)接觸尺寸為直徑6 mm,對(duì)磨球材料為 Al203。摩擦因數(shù)為整個(gè)滑動(dòng)過程的平均值，由摩擦試驗(yàn)機(jī)自動(dòng)記錄。比磨損率K按公式(1)計(jì)算[24-25] ;式中：△V為磨損體積;F為外加載荷,取10N;S為總滑行距離,取 1155 m。

使用JSM-7800F型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡（SEM）拍攝TA15 腐蝕后的微觀組織,所用加速電壓為20kV;利用D/MAX2500型X射線衍射儀對(duì)經(jīng)砂紙打磨、機(jī)械拋光后的試樣進(jìn)行物相分析。X射線管選用特征波長(zhǎng)為0.1542nmCu靶，掃描步長(zhǎng)4°/min，衍射角范圍 30° ~ 90°。

2、結(jié)果與討論

2.1微觀組織分析

圖3為TA15鈦合金熱處理后的微觀組織。如圖3(a)所示，退火熱處理態(tài)組織由32.3%的初生α、編織交錯(cuò)的片狀α和少量的β轉(zhuǎn)變基體組成；如圖3(b)所示,雙重?zé)崽幚響B(tài)組織的組分沒有變化,但相較于退火態(tài)組織，其初生α含量由32.3%下降至15.6%同時(shí)片狀α組織大幅增多。一方面雙重?zé)崽幚淼牡谝恢亟鹿倘芴幚頊囟容^高,更接近TA15鈦合金相變點(diǎn)990℃,進(jìn)一步促進(jìn)了初生α相向片狀α相轉(zhuǎn)變,同時(shí)采用水淬的冷卻工藝，冷速較快，導(dǎo)致片狀α層片厚度變小,因此其綜合性能更好；另一方面第二重兩相區(qū)退火熱處理使部分初生α相球化溶解，從而導(dǎo)致其含量降低。如圖3(c)所示,β熱處理在相變點(diǎn)溫度以上的β相區(qū)進(jìn)行,由于TA15鈦合金中Mo等β相穩(wěn)定元素含量較低,空冷后β相發(fā)生相變轉(zhuǎn)變?yōu)榇执蠹鵂瞀料?但仍保留了原始的β大晶界,形成了典型的魏氏組織。相較于退火熱處理，隨著熱處理溫度的升高，初生α相完全消失，晶粒尺寸顯著增大。從圖4不同狀態(tài)TA15鈦合金的XRD圖譜可看出,退火熱處理和雙重?zé)崽幚砗?，三?qiáng)峰的強(qiáng)度均有所增加;β熱處理后,初始組織中的α 相（0002)晶面和（2119）晶面以及β相（110）晶面和（211)晶面消失，但仍有少量的β相殘余。

2.2力學(xué)性能分析

圖5對(duì)比了不同狀態(tài)下TA15鈦合金的力學(xué)性能。由圖5可見，雙重?zé)崽幚響B(tài)的抗拉強(qiáng)度為1090.04MPa、屈服強(qiáng)度為966.46MPa、硬度為443.7HV0.1,屈強(qiáng)比為0.887,均為4種狀態(tài)下合金的最佳力學(xué)性能。這主要是因?yàn)殡p重?zé)崽幚響B(tài)下合金可獲得三態(tài)組織,其中,初生α相僅占15.6%,而片狀α相占比很高。初生α相晶界是裂紋萌生和擴(kuò)展的通道,其含量越少越不容易發(fā)生斷裂。相比之下,裂紋在片狀α相的擴(kuò)展和其方向有關(guān)。若方向一致,裂紋可直接從片狀α相中間縫隙通過;若方向不一致，裂紋則需穿過或繞過片狀α相，產(chǎn)生明顯的停滯效應(yīng)或被迫改變方向。此外，片狀α相大都雜亂無章地編織交錯(cuò)在一起，能夠較好地抑制裂紋的萌生與擴(kuò)展。同時(shí),彌散析出的片狀α相也對(duì)可動(dòng)位錯(cuò)具有釘扎作用,有效提高了合金的強(qiáng)度與硬度。雙重?zé)崽幚響B(tài)合金的伸長(zhǎng)率為19.39%，塑性良好。密排六方的初生α相能夠協(xié)調(diào)變形,因此鍛造態(tài)和退火熱處理態(tài)合金的塑性更為優(yōu)異。片狀α相一方面降低初生α相間的平均自由程,減小滑移帶間距,降低位錯(cuò)塞積的概率；另一方面，雙重?zé)崽幚響B(tài)的片狀α相片層寬度更小，能夠小幅提高合金的塑性，同時(shí)保持足夠強(qiáng)度。考慮初生α相和片狀α相的綜合作用,退火熱處理態(tài)合金的塑性最佳，伸長(zhǎng)率為26.91%。

而β熱處理態(tài)合金的伸長(zhǎng)率僅為5.36%，可歸因于粗大的魏氏體組織使塑性顯著降低。

此外,雙重?zé)崽幚響B(tài)合金的沖擊韌性也達(dá)到了40.90J.cm2。這主要是因?yàn)槠瑺瞀料嗄苡行D(zhuǎn)裂紋和延長(zhǎng)斷裂路徑，從而提高沖擊韌性，優(yōu)于鍛造態(tài)合金。相比而言，在退火熱處理態(tài)合金中，初生α相含量相對(duì)較高,易于裂紋生長(zhǎng)。而且體心立方的β基體含量較高，晶界和相界等裂紋易萌生生長(zhǎng)的地方較少,因此沖擊韌性也達(dá)到了52.41J.cm22。β熱處理態(tài)合金的晶粒大晶界少，即裂紋萌生和擴(kuò)展的通道相對(duì)較少,同時(shí)集束狀α相也能有效抵御裂紋的延伸，導(dǎo)致韌性優(yōu)異高達(dá)53.00J.cm。

圖6為不同狀態(tài)下TA15鈦合金的拉伸和沖擊斷口形貌。退火熱處理態(tài)、雙重?zé)崽幚響B(tài)和β熱處理態(tài)的拉伸斷口微觀形貌均由典型的韌窩和白色撕裂棱組成，說明其斷裂方式為韌性斷裂。此外,退火熱處理態(tài)宏觀斷口心部為灰暗的纖維區(qū)，邊緣區(qū)域則是白亮的剪切唇和放射區(qū),產(chǎn)生了明顯的塑性變形,是典型的“杯錐形”形貌。相較于鍛造態(tài)和雙重?zé)崽幚響B(tài),退火熱處理態(tài)的韌窩更大更深，白色撕裂棱也更為明顯,表面起伏更大,因此其塑性最好。而β熱處理態(tài)拉伸斷口以解理臺(tái)階狀花紋為主,呈現(xiàn)出典型的脆性斷裂特征,其宏觀斷口較為平直，無纖維區(qū)特征，無明顯頸縮現(xiàn)象，斷面收縮率較小，這也符合前文所述的低伸長(zhǎng)率結(jié)果。

沖擊斷口微觀形貌顯示,退火熱處理態(tài)合金在沖擊斷裂時(shí)存在明顯韌窩和撕裂棱，且相較于鍛造態(tài)和雙重?zé)崽幚響B(tài)，韌窩尺寸更大更圓潤(rùn)，深度更深，說明其韌性更好。雙重?zé)崽幚響B(tài)合金斷口呈現(xiàn)高低起伏的形貌,這是因?yàn)榇罅科瑺瞀料嘧璧K了裂紋的擴(kuò)展與蔓延，延長(zhǎng)和彎折了擴(kuò)展路徑。鍛造態(tài)合金斷口有較多細(xì)小的孔洞,表明穿晶韌性斷裂是其主要斷裂機(jī)制。β熱處理態(tài)合金斷口呈現(xiàn)出河流狀花樣和解理臺(tái)階的特征，可觀察到大量白色細(xì)小曲折的裂紋擴(kuò)展紋路。說明其裂紋擴(kuò)展路徑長(zhǎng)，沖擊韌性優(yōu)異。此時(shí)的微觀組織為粗大的片狀集束α組織，能夠有效地抑制沖擊時(shí)裂紋的擴(kuò)展。綜上所述,拉伸和沖擊斷口宏微觀形貌特點(diǎn)與強(qiáng)塑韌性變化規(guī)律基本保持一致。

2.3摩擦磨損性能分析

圖7為室溫和高溫條件下不同狀態(tài)TA15鈦合金的摩擦系數(shù)隨摩擦?xí)r間的變化規(guī)律。在25℃條件下，鍛造態(tài)、退火熱處理態(tài)、雙重?zé)崽幚響B(tài)和β熱處理態(tài)合金的平均摩擦系數(shù)分別為0.4704、0.3543、0.3479和0.3603。其中，鍛造態(tài)TA15合金的摩擦系數(shù)曲線波動(dòng)較大，這是因?yàn)槟p后有部分磨屑脫落到磨痕中,對(duì)磨損有一定的潤(rùn)滑作用,而TA15 合金基底又相對(duì)耐磨,因此曲線波動(dòng)較大。對(duì)于其他3種熱處理狀態(tài)的合金，雙重?zé)崽幚響B(tài)具有最小的摩擦系數(shù),耐磨性最好。這是因?yàn)橐环矫婢幙椊诲e(cuò)的片狀α相對(duì)可動(dòng)位錯(cuò)具有釘扎作用，且較小的片間距也有效提高了塑性變形的抗力，導(dǎo)致磨削球更難壓人和轉(zhuǎn)動(dòng)；另一方面，其硬度高達(dá)443.7HV0.1,微觀上原子間的結(jié)合力越強(qiáng),原子被外力剝離的可能性越低,因此抵御磨損的能力越強(qiáng)，綜上所述，雙重?zé)崽幚響B(tài)合金的耐磨性最佳，摩擦系數(shù)整體水平變化規(guī)律為：鍛造態(tài)>β熱處理態(tài)>退火熱處理態(tài)>雙重?zé)崽幚響B(tài)。在500℃條件下，鍛造態(tài)、退火熱處理態(tài)、雙重?zé)崽幚響B(tài)和β熱處理態(tài)合金的平均摩擦系數(shù)分別為0.5270.0.4468、0.4046和0.4630。與25℃的摩擦系數(shù)變化規(guī)律相比,500℃的規(guī)律與之類似,但摩擦系數(shù)的整體水平相較較高，這是因?yàn)樵诟邷貤l件下TA15合金發(fā)生了動(dòng)態(tài)回復(fù)，具有明顯的軟化作用,抵抗磨損的能力減弱,摩擦系數(shù)增大。

圖8為室溫和高溫條件下不同狀態(tài)TA15鈦合金磨損面的光學(xué)形貌。在25℃條件下，鍛造態(tài)、退火熱處理態(tài)、雙重?zé)崽幚響B(tài)和β熱處理態(tài)合金的最大磨痕深度分別為74.2、51.0、34.6和55.9μm，磨損體積分別為9.94×10⁷、2.57×10⁶、1.78×10⁶和6.77×10⁶μm。如前所述,雙重?zé)崽幚響B(tài)的三態(tài)組織主要由片間距小的片狀α相組成,具有較大的變形抗力，導(dǎo)致Al₂O₃，磨削球更難壓人,因此最大磨痕深度最小。在500℃條件下，鍛造態(tài)、退火熱處理態(tài)、雙重?zé)崽幚響B(tài)和β熱處理態(tài)合金的最大磨痕深度分別為116、101、96.9和104μm,磨損體積分別為1.63×10⁸、7.32×10⁶,6.44×10⁶和9. 07×10⁶μm。與25℃條件下的規(guī)律類似,雙重?zé)崽幚響B(tài)合金的最大磨痕深度最小。值得注意的是,500℃下其磨痕深度與退火熱處理態(tài)和β熱處理態(tài)較為接近，這主要可歸因于高溫條件下動(dòng)態(tài)回復(fù)產(chǎn)生的軟化作用削弱了片狀α相抵抗形變的能力,因此磨痕深度較為接近。由比磨損率計(jì)算公式得到室溫和高溫條件下不同狀態(tài)TA15鈦合金的比磨損率，如圖9所示。

在25℃條件下，鍛造態(tài)TA15合金的比磨損率為8.61×10^-6mm².N^-1.m-1,遠(yuǎn)高于退火熱處理態(tài)、雙重?zé)崽幚響B(tài)和β熱處理態(tài)的2.22×10^-7、1.54×10^-7和5.86×10^-7mm².N^-1.m。由此可見，熱處理后生成的片狀α相和集束狀α相,有效降低了TA15合金的磨損率,從而大幅提高其耐磨性。而雙重?zé)崽幚響B(tài)合金由于含有大量的片狀α相，導(dǎo)致其磨損率低于其他熱處理態(tài)。在500℃條件下，鍛造態(tài)TA15合金的比磨損率為1.41×10^-5mm³.N^-1.m^-1，遠(yuǎn)高于退火熱處理態(tài)、雙重?zé)崽幚響B(tài)和β熱處理態(tài)的6.34×10^-7,5.58×10^-7和7.85×10^-7mm³.N^-1.m^-1。與25℃類似,500℃時(shí)雙重?zé)崽幚響B(tài)磨損率依然最低，但相較25℃，比磨損率有所提升,這是因?yàn)楦邷貤l件下發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)，有較強(qiáng)的軟化作用,TA15更易磨損失效。

圖10為室溫和高溫條件下不同狀態(tài)TA15鈦合金的磨損形貌。在25℃條件下，鍛造態(tài)合金的磨損機(jī)理主要為磨粒磨損和粘著磨損。磨粒磨損的機(jī)制主要以擠壓剝落機(jī)制為主，輔以少量的微切削機(jī)制，從圖10(a)可以觀察到明顯的分層和撕裂痕跡,并伴有少量磨屑,是典型的犁耕和切割特征。圖10(a)中C 點(diǎn)磨粒的能譜分析結(jié)果顯示,相較于A點(diǎn)和B點(diǎn),其A1和0元素含量分別高達(dá)35.5%和37.9%，而Ti含量較少，且Au含量為零。說明該金屬顆粒來自外界,這是因?yàn)锳l,0，對(duì)磨球與基體發(fā)生金屬黏著,在磨損過程中Al,O，顆粒被破壞,并轉(zhuǎn)移到基體上,是典型的粘著磨損。退火熱處理與雙重?zé)崽幚響B(tài)TA15鈦合金的磨損形式主要以磨粒磨損為主,形貌中出現(xiàn)了明顯的機(jī)械犁削和切割撕裂痕跡，主要機(jī)制為微切削和擠壓剝落。圖10(b)中 D點(diǎn)和圖10(c)中I點(diǎn)等磨粒中Al、0元素含量均屬于正常水平，遠(yuǎn)低于圖10(a)中的C點(diǎn)。β熱處理態(tài)TA15鈦合金的磨損形式為粘著磨損，存在大片黏著撕裂和分層的痕跡，同時(shí)還能觀察到少量的剝落坑。此外,圖10(d)中K點(diǎn)磨屑成分具有Al.0元素含量高而Au元素含量為0的特點(diǎn)，這是發(fā)生粘著磨損的重要證據(jù)。

與之相比,500℃條件下不同狀態(tài)TA15鈦合金的磨痕更寬,犁溝更深、更密，可歸因于高溫下動(dòng)態(tài)回復(fù)產(chǎn)生的軟化作用，導(dǎo)致犁溝深而密。此外，高溫氧化使得各特征點(diǎn)的氧含量都較高。從圖10(e)可以明顯觀察到灰白色的高溫氧化痕跡，如圖中M點(diǎn)的能譜所示，其氧含量高達(dá)49.4%；N點(diǎn)顆粒不含Au元素，但含有較高的Al元素，證明其為Al,0,球轉(zhuǎn)移的磨屑。因此,鍛造態(tài)TA15鈦合金的磨損機(jī)制為氧化磨損和粘著磨損。圖10(f)中同樣存在分層和撕裂痕跡，但與室溫條件不同的是，層狀邊緣為灰白色。此外,圖10(f)中Q點(diǎn)顆粒的元素特征與圖10(e)中N點(diǎn)類似,因此退火態(tài)TA15 鈦合金磨損機(jī)制為磨粒磨損、氧化磨損和粘著磨損。圖10(g)中存在明顯的犁溝和剝落層,表現(xiàn)出磨粒磨損中微切削和擠壓剝落的典型特征,同時(shí)T點(diǎn)的氧含量遠(yuǎn)超圖10（c）中G點(diǎn)，因此雙重?zé)崽幚響B(tài)的TA15磨損機(jī)制主要為磨粒磨損和氧化磨損。與圖10(g)不同的是,圖10(h)中還存在粘著磨損特征點(diǎn)X,因而β熱處理態(tài)TA15的磨損機(jī)制為磨粒磨損、氧化磨損和粘著磨損。

3、結(jié)論

1）鍛造態(tài)TA15微觀組織由69.4%初生α相和30.6%β轉(zhuǎn)變基體構(gòu)成；退火熱處理態(tài)組織為32.3%初生α、編織交錯(cuò)的片狀α和少量的β轉(zhuǎn)變基體組成的三態(tài)組織；雙重?zé)崽幚響B(tài)組織為15.6%初生α、編織交錯(cuò)的片狀α和少量的β轉(zhuǎn)變基體組成的三態(tài)組織;β熱處理態(tài)組織由集束狀α和殘留的β大晶界構(gòu)成；

2）雙重?zé)崽幚響B(tài)強(qiáng)韌匹配最佳，抗拉強(qiáng)度為1090.04MPa，硬度為443.7HV0.1，沖擊韌性為40.90J.cm²,伸長(zhǎng)率為19.39%，其組織中較高含量編織交錯(cuò)片間距小的片狀α相,既能起到釘扎作用，提高強(qiáng)度與硬度，又能阻礙裂紋的擴(kuò)展與蔓延,同時(shí)也能降低位錯(cuò)塞積的概率；

3）雙重?zé)崽幚響B(tài)耐磨性最佳，當(dāng)摩擦磨損溫度為25和500℃時(shí)，摩擦系數(shù)分別為0.3479和0.4046，最大磨痕深度為34.6和96.9um，比磨損率分別為1.54×10^-7和5.58×10^-7mm².N^-1.m^-1,其磨損機(jī)理室溫為磨粒磨損，高溫為磨粒磨損和氧化磨損。

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