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(西安建筑科技大學(xué)冶金工程學(xué)院，西安 710055)

0 引 言

Ti-15-3(Ti-15V-3Cr-3Al-3Sn)合金是由美國(guó)空軍開(kāi)發(fā)的具有良好冷成形性能和熱處理性能的亞穩(wěn)β鈦合金，廣泛用于制造航空領(lǐng)域中的鉚釘、螺母緊固夾子、托架、彈簧、滅火器罐、環(huán)境控制系統(tǒng)管道、阻力傘梁等部件[1-3]。為了進(jìn)一步提高Ti-15-3合金的力學(xué)性能以滿足不同場(chǎng)合的需要，國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)時(shí)效溫度、保溫時(shí)間、加熱速率、冷卻速率等對(duì)合金組織和性能的影響進(jìn)行了大量研究[4-8]，并在單步時(shí)效工藝的基礎(chǔ)上，發(fā)展了多步時(shí)效[9-11]、冷軋+時(shí)效[5, 12]等工藝。除了熱處理、軋制等工藝外，噴丸處理也是對(duì)金屬進(jìn)行微觀結(jié)構(gòu)調(diào)控和性能優(yōu)化的重要手段，該技術(shù)利用高速運(yùn)動(dòng)的彈丸流對(duì)金屬表面進(jìn)行沖擊，使表面產(chǎn)生循環(huán)塑性應(yīng)變層、顯微組織發(fā)生有利變化并在表層引入殘余壓應(yīng)力場(chǎng)。研究表明：50CrVA鋼經(jīng)熱處理后得到的馬氏體-貝氏體復(fù)合組織與常規(guī)組織相比，在噴丸處理后可獲得更高的表面殘余壓應(yīng)力[13];不同熱處理狀態(tài)的40SiMnCrNiMoV、60Si2Mn和60Mn鋼經(jīng)噴丸處理后具有不同的表面加工硬化指數(shù)和表面屈服強(qiáng)度改善效果[14]。由噴丸強(qiáng)化機(jī)理可知，噴丸過(guò)程中材料的循環(huán)應(yīng)變硬化與軟化行為主要取決于材料的初始組織狀態(tài)[15]。綜上可知，顯微組織對(duì)噴丸處理效果具有顯著的影響，而關(guān)于Ti-15-3合金噴丸處理的研究鮮有報(bào)道。

為此，作者先對(duì)Ti-15-3合金進(jìn)行不同工藝的熱處理以得到不同顯微組織，然后再進(jìn)行噴丸處理，研究噴丸處理后合金顯微組織、殘余應(yīng)力、硬度、表面粗糙度等的演化規(guī)律，為Ti-15-3合金的性能優(yōu)化提供試驗(yàn)依據(jù)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)用Ti-15-3合金為固溶態(tài)板材，厚度1.2 mm，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 Ti-15-3合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.1 Chemical composition of Ti-15-3 alloy (mass) %

圖1 不同熱處理后試樣的顯微組織Fig.1 Microstructures of samples after different heat treatments: (a) quenching; (b) furnace cooling; (c) aging at 500 ℃ and (d) aging at 540 ℃

Ti-15-3合金板經(jīng)切割、清洗后，放入通有高純氬氣的SX2-8-10型電阻爐中，800 ℃保溫20 min，然后分別水冷淬火和隨爐冷卻(爐冷)。對(duì)淬火試樣分別進(jìn)行500，540 ℃保溫8 h時(shí)效處理，隨爐冷卻。對(duì)不同工藝處理的試樣進(jìn)行相同工藝的噴丸處理，噴丸強(qiáng)度為0.20 A，彈丸為直徑0.3 mm的調(diào)質(zhì)高碳鋼絲切丸，覆蓋率為200%。

試樣經(jīng)線切割、鑲嵌、打磨、拋光后，用體積比為1∶3∶30的氫氟酸、濃硝酸、蒸餾水混合溶液腐蝕，在GX 51型光學(xué)顯微鏡上觀察顯微組織，其中噴丸試樣的觀測(cè)面為與噴丸面垂直的橫截面。采用BRUKER D8 ADVANCE型X射線衍射儀(XRD)進(jìn)行物相分析，采用銅靶，Kα1射線，掃描范圍30°～100°，步長(zhǎng)0.02°，每步0.1 s。采用BRUKER D8 ADVANCE 型X射線衍射儀，利用sin2Ψ方法測(cè)噴丸試樣表層的殘余應(yīng)力，衍射晶面為β相(321)晶面，其理論2θ為121.308°。采用401MVD型半自動(dòng)顯微維氏硬度計(jì)測(cè)噴丸試樣橫截面的顯微硬度，載荷為4.9 N，保載時(shí)間為15 s。利用TR110型粗糙度儀測(cè)試樣的表面粗糙度，每個(gè)試樣表面至少測(cè)3個(gè)點(diǎn)取平均值。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖1可見(jiàn)：經(jīng)淬火處理后，試樣組織由近似等軸的亞穩(wěn)β相組成，這是由于Ti-15-3合金的相變點(diǎn)在740～760 ℃之間， 1.2 mm厚試樣在800 ℃保溫20 min可完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?；爐冷后，試樣中β相的晶界和晶內(nèi)都有大量α相析出，但β相的晶界仍清晰可見(jiàn)；淬火態(tài)試樣經(jīng)500 ℃時(shí)效處理后，α相在原始β相晶內(nèi)充分析出，經(jīng)540 ℃時(shí)效處理后，顯微組織更加粗大，這是由于溫度的升高導(dǎo)致次生α相長(zhǎng)大的驅(qū)動(dòng)力增加。

在噴丸處理過(guò)程中，大量彈丸快速?zèng)_擊試樣表面，使試樣表層產(chǎn)生劇烈塑性變形。由圖2可知：經(jīng)噴丸處理后，淬火態(tài)試樣在距其表層約200 μm處形成了大量孿晶，孿晶分布具有一定的傾向性，集中分布在部分晶粒內(nèi)部，且一些晶粒內(nèi)部的孿晶相互交割，同時(shí)由于劇烈塑性變形，表層區(qū)域的β相晶粒破碎，晶界已難以分辨；經(jīng)噴丸處理后，爐冷態(tài)試樣組織中未發(fā)現(xiàn)孿晶，這是由于α析出相的存在導(dǎo)致塑性變形時(shí)孿生不易開(kāi)動(dòng)，但距表層約100 μm處的晶粒形貌明顯不同于基體的；經(jīng)時(shí)效處理后，由于大量α相的強(qiáng)化作用，使其抵抗塑性變形的能力提高，因此噴丸處理后，時(shí)效態(tài)試樣的顯微組織無(wú)明顯變化，但是540 ℃時(shí)效處理試樣在距表層約20 μm處出現(xiàn)了比較均勻的條狀變形組織，該組織形成原因有待進(jìn)一步研究。

圖2 噴丸處理后不同工藝熱處理試樣的顯微組織(上側(cè)為噴丸面)Fig. 2 Microstructures of samples heat-treated with different processes after shot peening (upside is the shot peened surface):(a) quenching; (b) furnace cooling; (c) aging at 500 ℃ and (d) aging at 540 ℃

2.2 物相組成

2.3 殘余應(yīng)力

由表2可以發(fā)現(xiàn)：噴丸處理后，不同工藝熱處理試樣表層的殘余壓應(yīng)力不同，淬火態(tài)試樣的表層殘余壓應(yīng)力最小，爐冷態(tài)試樣的最大。

圖3 噴丸處理前后不同工藝熱處理試樣的XRD譜Fig.3 XRD patterns of samples heat-treated with different processes before (a) and after (b) shot peening

圖4 噴丸處理后不同工藝熱處理試樣的截面硬度分布Fig.4 Distribution of cross section hardness of samples heat-treated with different processes after shot peening: (a) quenching; (b) furnace cooling; (c) aging at 500 ℃ and (d) aging at 540 ℃

Tab.2Surfaceresidualstressesofsamplesheat-treatedwithdifferentprocessesaftershotpeening

MPa

Ti-15-3合金中的β相為體心立方結(jié)構(gòu)，與密排六方結(jié)構(gòu)的α相相比，具有更好的塑性變形能力、更低的彈性模量和屈服強(qiáng)度，經(jīng)噴丸處理后，由β相所產(chǎn)生的殘余應(yīng)力低于由α相產(chǎn)生的。淬火態(tài)試樣的組織為亞穩(wěn)β相，因此噴丸處理后其表層殘余應(yīng)力最低。爐冷或時(shí)效態(tài)試樣為α相和β相的復(fù)合組織，噴丸處理使試樣內(nèi)部的不均勻程度增大，從而導(dǎo)致表層殘余應(yīng)力增大。與時(shí)效態(tài)試樣相比，爐冷態(tài)試樣經(jīng)噴丸處理后獲得的表層殘余應(yīng)力更大，這應(yīng)與其在噴丸過(guò)程中形成的大量α″相有關(guān)。GREEN等[17]的研究表明，在對(duì)Al2O3/ZrO2復(fù)合材料進(jìn)行研磨時(shí)，ZrO2由四方結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)閱涡苯Y(jié)構(gòu)，殘余應(yīng)力增大。在噴丸處理時(shí)，爐冷Ti-15-3合金發(fā)生了由體心立方結(jié)構(gòu)的亞穩(wěn)β相向斜方結(jié)構(gòu)α″相的轉(zhuǎn)變，α″相與基體之間較低的變形協(xié)調(diào)能力和畸變的形成導(dǎo)致殘余應(yīng)力增大。

2.4 硬 度

由圖4可以看出：噴丸處理使試樣表面的硬度顯著提高；隨距表面距離(深度)的增加，試樣的硬度逐漸降低并趨于穩(wěn)定，該穩(wěn)定值可以認(rèn)為是熱處理后試樣的硬度；淬火態(tài)試樣主要由亞穩(wěn)β相構(gòu)成，硬度最低，由噴丸處理所產(chǎn)生的塑性變形范圍最大，其深度大約為200 μm，這與顯微組織中觀察到的孿晶出現(xiàn)的深度接近；500 ℃時(shí)效態(tài)試樣的硬度最高，這是由于α相的析出強(qiáng)化效應(yīng)而導(dǎo)致的；當(dāng)時(shí)效溫度升至540 ℃時(shí)，雖然α相的析出量增加，但其尺寸增大，從而使試樣具有較低的強(qiáng)度和較好的塑性[7,18]，因此540 ℃時(shí)效態(tài)試樣的硬度和由噴丸處理所產(chǎn)生的塑性變形范圍均減??；在應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變的作用下，爐冷態(tài)試樣經(jīng)噴丸處理后的的表面硬度最高，同時(shí)α相的強(qiáng)化作用導(dǎo)致其塑性變形范圍減小。

2.5 表面粗糙度

由表3可知：試樣表面粗糙度的變化規(guī)律與其硬度變化趨勢(shì)基本一致；500 ℃時(shí)效態(tài)試樣的硬度最高，在噴丸處理時(shí)由彈丸沖擊所形成的凹坑較淺，因此表面粗糙度最??；淬火態(tài)試樣無(wú)析出強(qiáng)化效應(yīng)，硬度最低，因此噴丸處理后其表面粗糙度最大。

表3 噴丸處理后不同工藝熱處理試樣的表面粗糙度Tab.3 Surface roughness of sample heat-treated by differentprocesses after shot peening μm

3 結(jié) 論

(1) 淬火處理后Ti-15-3合金的組織由近似等軸的亞穩(wěn)β相組成，爐冷后合金中β相的晶界和晶內(nèi)均析出大量α相，時(shí)效處理使合金中α相的析出更加充分，且時(shí)效溫度越高組織越粗大；經(jīng)噴丸處理后，淬火態(tài)合金中形成大量孿晶，爐冷態(tài)合金中發(fā)生應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變，而時(shí)效態(tài)合金的顯微組織無(wú)明顯變化。

(2) 經(jīng)噴丸處理后，淬火態(tài)合金的表層殘余壓應(yīng)力最小，爐冷態(tài)合金的最大。

(3) 噴丸處理使合金表面的硬度顯著提高；隨距表面距離的增加，合金的硬度逐漸降低并趨于穩(wěn)定；淬火態(tài)合金的硬度最低，由噴丸處理所產(chǎn)生的塑性變形范圍最大，表面粗糙度最大；爐冷態(tài)合金經(jīng)噴丸處理后的表面硬度最大，同時(shí)α相的強(qiáng)化作用導(dǎo)致其塑性變形范圍較??；經(jīng)500 ℃時(shí)效處理后，合金的硬度最高，噴丸處理后其表面粗糙度最小，時(shí)效溫度升至540 ℃后，時(shí)效態(tài)合金的硬度和由噴丸處理所產(chǎn)生的塑性變形范圍減小。

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