馮 勇,楊 闖,嚴 麗
(1.貴州師范大學材料與建筑工程學院,貴陽 550025; 2.中國航發(fā)貴州黎陽航空動力有限公司,貴陽 550014)
隨著我國航天航空事業(yè)的快速發(fā)展,對飛行器緊固件、彈力組件及主要承力構件的比強度、耐腐蝕性能、抗氧化性、加工成型性等要求越來越高。為滿足航天航空事業(yè)對鈦合金應用的需要,我國自行研制了一種新型TB8亞穩(wěn)定β型鈦合金,由于該合金中含有較多的鉬元素,其抗氧化性和耐腐蝕性能得到提高,該合金經(jīng)過固溶及時效處理后可得到很高的抗高溫強度,屬于超高強度鈦合金[1-4]。同時,TB8鈦合金還具有優(yōu)良的焊接性、冷加工成形性、淬透性及抗蠕變性等優(yōu)點,用于制造有較高溫度要求的飛機結構件、發(fā)動機結構件和緊固件等,對提高推重比、減輕飛機質量和節(jié)約燃料等都具有重要的意義[5-6]。但是,與其他鈦合金相同,TB8鈦合金也存在表面硬度低、耐磨性差等缺點,使其在實際應用中受到極大限制[7]。滲氮是提高鈦合金表面硬度的最有效方法之一,鈦合金表面滲氮的方法主要有激光滲氮、離子滲氮和氣體滲氮。激光滲氮極易產(chǎn)生裂紋;離子滲氮不適用于形狀復雜的零件,且工藝復雜;普通的氣體滲氮時間較長,形成的滲氮層較薄[8-10]。作者所在課題組前期研究表明,鈦合金在真空下滲氮能產(chǎn)生較多的活性氮原子,具有較高的氮勢,且滲氮均勻[11-12]。在此基礎上,作者對TB8鈦合金進行間歇式真空滲氮處理,研究了滲氮后鈦合金表面的組織和性能,為TB8鈦合金的表面強化提供理論參考。
試驗材料為退火態(tài)TB8鈦合金棒,尺寸為φ15 mm×60 mm,其α+β相轉變?yōu)棣孪嗟南嘧儨囟葹?99 ℃,化學成分(質量分數(shù)/%)為15.31Mo,3.22Al,2.85Nb,0.16Si,0.03Fe,余Ti。將試樣磨制、拋光,用無水乙醇清洗后,置于自制的SLG1100型真空管式爐中,先將爐內(nèi)抽真空至真空度小于1×10-3Pa,然后升溫到800 ℃,再關閉真空泵并通入0.001~0.015 MPa的高純氮氣,滲氮30 min后,打開真空泵抽真空30 min,再通氣滲氮,如此反復進行間歇式通氣滲氮和抽真空,總時間為6 h,然后爐冷至室溫。
采用X PERT PRO 型X射線衍射儀(XRD)分析合金表面的物相組成,采用銅靶,Kα射線,管電壓為40 kV,管電流為20 mA,掃描速度為6 (°)·min-1,掃描范圍2θ為0°~85°。試樣經(jīng)打磨、拋光,用由體積比為1…2…17的HF、HNO3、H2O組成的混合溶液腐蝕后,用ICX41M型倒置光學顯微鏡觀察截面顯微組織。用SCHV-V2.0型全自動顯微硬度計測試截面硬度,載荷為0.98 N,加載時間為15 s,從距表面10 μm向心部測量,測試間隔為20 μm。在MM-U10A型端面磨損試驗機上進行干摩擦磨損試驗,載荷為200 N,轉速為 200 r·min-1,時間為30 min,對磨盤材料為Gr15鋼,尺寸為φ40 mm × 10 mm,硬度為63~65 HRC;磨損試驗結束后,經(jīng)無水乙醇清洗,用精度為0.1 mg的電子天平稱取磨損前后試樣的質量,計算質量損失,并采用光學顯微鏡觀察磨損形貌。在室溫下將試樣放入體積比為1…4…15的HF、HNO3、H2O組成的混合溶液中進行加速腐蝕,腐蝕時間為10 min,經(jīng)無水乙醇清洗,用精度為0.1 mg的電子天平稱取腐蝕前后試樣的質量,取3個試樣計算腐蝕速率,并采用光學顯微鏡觀察腐蝕形貌。腐蝕速率的計算公式為
(1)
式中:Δm為試樣的質量損失,g;ρ為鈦合金的密度,g·cm-3;A為試樣的面積,cm2;t為腐蝕時間,min;v為腐蝕速率,μm·min-1。
由圖1可知:滲氮前TB8鈦合金的物相主要為α-Ti,而經(jīng)過間歇式真空滲氮后,表面滲氮層主要由TiN、TiN0.3、Ti2AlN及α-Ti相組成。根據(jù)價鍵理論,Al-N的共價鍵長約為180.1 pm,Ti-N的鍵長約為197.5 pm,TiN的穩(wěn)定性比AlN高[13]。在間歇真空滲氮過程中,氮優(yōu)先與鈦結合并在表面形成大量的TiN,因為TiN的大量形成使鈦大量消耗,造成氮化物層與基體界面鈦含量大量減少,進而出現(xiàn)貧鈦區(qū),使得該處鋁含量增加,當鋁含量達到一定值后,便會形成鈦鋁金屬間化合物,并與氮進一步反應形成Ti2AlN[14]。
圖1 間歇式真空滲氮前后TB8鈦合金的XRD譜Fig.1 XRD pattern of TB8 titanium alloy before and afterintermittent vacuum nitriding
由圖2可知,TB8鈦合金經(jīng)過間歇式真空滲氮后,其滲氮層由厚度60~80 μm氮化物層和厚度110~130 μm氮擴散區(qū)組成,基體組織為單一β相。鈦是強氮化物形成元素,與氮元素具有很強的親和力,滲氮后鈦合金表面迅速形成鈦的氮化物,鈦的氮化物穩(wěn)定性很強,使得氮難以進一步向內(nèi)部擴散[15]。通過間歇式循環(huán)抽真空和通氣滲氮,一方面,爐內(nèi)氣體被強制流動,有利于提高表面活性,從而提高后續(xù)氮原子的吸附力,另一方面,氮氣不斷充入爐內(nèi)可增加活性氮原子的數(shù)量。兩個過程相互促進,可極大縮短滲氮時間。
圖2 間歇式真空滲氮后TB8鈦合金的截面組織Fig.2 Section microstructure of TB8 titanium alloy afterintermittent vacuum nitriding
由圖3可知:經(jīng)間歇式真空滲氮處理后,TB8鈦合金的硬度沿層深的分布是先保持穩(wěn)定后逐漸降低,說明經(jīng)間歇式真空滲氮后鈦合金表面形成了一定深度的硬化層;表層硬度為800~850 HV,由表面至心部硬度緩慢降低,心部基體硬度為250~270 HV。TB8鈦合金經(jīng)間歇式真空滲氮后,晶格發(fā)生畸變,且鈦的氮化物TiN、Ti2AlN及TiN0.3具有很高的硬度,因此表面硬度高達800~850 HV;在間歇式真空滲氮的真空階段,氮原子向內(nèi)部擴散,形成了厚度為110~130 μm的氮擴散區(qū),氮擴散區(qū)的形成使得該區(qū)域的硬度維持在較高的數(shù)值。
圖3 間歇式真空滲氮后TB8鈦合金的截面硬度分布Fig.3 Section hardness distribution of TB8 titanium alloy afterintermittent vacuum nitriding
間歇式真空滲氮前后,TB8鈦合金的磨損質量損失分別為31.82,2.63 mg。間歇式真空滲氮后TB8鈦合金表層硬度高達800~850 HV,同時形成了氮擴散區(qū),因此鈦合金表現(xiàn)出較優(yōu)異的耐磨性能。由圖4可知,磨損試驗后未滲氮合金表面存在大量寬且深的犁溝,而且在局部區(qū)域能觀察到撕裂現(xiàn)象,而間歇式真空滲氮后TB8鈦合金表面未形成明顯犁溝。未滲氮合金硬度僅為250~270 HV,易與摩擦副發(fā)生磨粒磨損而在合金表面形成犁溝;鈦合金活性較高,在摩擦磨損過程中,易與摩擦副產(chǎn)生黏著磨損而出現(xiàn)局部撕裂現(xiàn)象。TB8鈦合金經(jīng)過間歇式真空滲氮后,其表面形成了高硬度的氮化物層和較厚的氮擴散區(qū),在摩擦磨損過程中表面只形成了淺而窄的磨痕,表面滲氮層基本完整,耐磨性得到極大提高。
圖4 間歇式真空滲氮前后TB8鈦合金的磨痕形貌Fig.4 Wear morphology of TB8 titanium alloy before (a)and after (b) intermittent vacuum nitriding
間歇式真空滲氮前后,TB8鈦合金的腐蝕速率分別為13.394,0.087 μm·min-1,在相同的條件下,間歇式真空滲氮合金的腐蝕速率僅為未滲氮合金的1/153,這是由于間歇式真空滲氮后TB8鈦合金表面形成的滲氮層硬度高,且具有良好的化學穩(wěn)定性,同時TB8鈦合金含有較多鉬元素,可以提高合金在HF和HNO3混合溶液中的耐腐蝕性能[16]。
由圖5可知,未滲氮TB8鈦合金表面出現(xiàn)大量不均勻的腐蝕坑,腐蝕坑的直徑為5~10 μm,而經(jīng)間歇式真空滲氮后,表面未見明顯腐蝕坑,滲氮層基本保持完整。由此可知,間歇式真空滲氮后TB8鈦合金表面耐腐蝕性能得到明顯提高。
圖5 間歇式真空滲氮前后TB8鈦合金的腐蝕形貌Fig.5 Corrosion morphology of TB8 titanium alloy before (a) and after (b) intermittent vacuum nitriding
(1) TB8鈦合金經(jīng)800 ℃間歇式真空滲氮6 h后,其表面滲氮層由厚度60~80 μm氮化物層和厚度110~130 μm氮擴散區(qū)組成,滲氮層主要由TiN、TiN0.3、Ti2AlN及α-Ti物相組成。
(2) 間歇式真空滲氮處理后,TB8鈦合金表層硬度為800~850 HV,由表層至心部硬度緩慢降低,心部硬度為250~270 HV;在相同條件下,間歇式真空滲氮處理合金的磨損質量損失為未滲氮合金的1/12,表面形成了淺而窄的磨痕,滲氮層基本完整,耐磨性得到顯著提高。
(3) 間歇式真空滲氮后TB8鈦合金在HF和HNO3混合溶液中的腐蝕速率僅為未滲氮合金的1/153,表面未見明顯腐蝕坑,耐腐蝕性能得到明顯提高。