魏 琦，賈云飛，楊曉峰，李 曉，張顯程

(華東理工大學(xué) 機(jī)械與動(dòng)力工程學(xué)院，上海 200237)

0 引言

鈦及鈦合金在壓力容器、航空航天領(lǐng)域中有著廣泛的應(yīng)用，隨著壓力容器設(shè)計(jì)等領(lǐng)域?qū)Σ牧闲阅芤蟮奶嵘纳破渚C合力學(xué)性能已成為迫切需要解決的問題。表面強(qiáng)化技術(shù)是一種常見的能夠經(jīng)濟(jì)有效提升材料的綜合力學(xué)性能的方式，通常通過表面機(jī)械強(qiáng)化或表面熱化學(xué)處理等方式改變材料表面微觀組織，以達(dá)到降低機(jī)械構(gòu)件表面粗糙度、提升表面硬度、提高力學(xué)性能等目的。

表面機(jī)械強(qiáng)化包括深滾(DP)[1]、噴丸(SP)[2]、激光沖擊(LSP)[3]、表面機(jī)械研磨處理(SMAT)[4]等，表面超聲滾壓技術(shù)(USRP)作為一種新型表面機(jī)械強(qiáng)化方法，由LIU等[5]率先提出，通過重復(fù)多次加工可獲得更大變形量和更深深度的表面梯度強(qiáng)化層。鈦及鈦合金常見的表面熱化學(xué)處理方式有滲碳[6]、滲氮[7]、滲硼[8]等，DONG等[9-11]通過表面滲氧(OBD)的方法，在鈦及其鈦合金表面形成更厚的強(qiáng)化層，在改善表面硬度和耐磨性方面有著不錯(cuò)的表現(xiàn)[12-14]，JIA等[15-16]率先提出將深滾技術(shù)與表面滲氧相結(jié)合，在純鈦表面制備出富氧梯度強(qiáng)化層，顯著提高材料表面強(qiáng)化層硬度。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為經(jīng)過熱軋和680 ℃退火處理后2 h后的工業(yè)純鈦TA2板材，厚度為50 mm，化學(xué)成分如表1所示。

表1 工業(yè)純鈦材料的化學(xué)成分Tab.1 Chemical compositions of commercial pure Ti %

本文涉及5種不同的處理工藝，包括退火態(tài)原材料(AN)、超聲滾壓(USRP)、滲氧(OBD)、復(fù)合處理(USRP-OBD)以及真空退火處理(VAN)工藝。拉伸樣超聲滾壓區(qū)域?yàn)闃?biāo)距50 mm的平行段；CT試樣超聲滾壓區(qū)域?yàn)?5 mm×15 mm的矩形，雙面滾壓。滾壓參數(shù)為：下壓力288 N，頻率18 kHz，振幅16 μm，遍數(shù)30遍，拉伸試樣轉(zhuǎn)速100 r/min，軸向轉(zhuǎn)速10 mm/min；CT試樣道次間隔0.05 mm，進(jìn)給速率3000 mm/min。滲氧[9,15-16]包括預(yù)氧化和真空熱處理兩個(gè)步驟：(1)在700 ℃的空氣中氧化1 h；(2)將預(yù)氧化后的試樣于850 ℃的真空環(huán)境(約1.5×10-3Pa)熱處理10 h，使用設(shè)備分別為箱式電阻爐和真空釬焊爐。復(fù)合處理為先超聲滾壓處理，再進(jìn)行滲氧處理。滲氧及復(fù)合處理過程中的長(zhǎng)時(shí)間高溫會(huì)不可避免地引起純鈦內(nèi)部組織的改變，為了分別研究表面強(qiáng)化層以及熱處理導(dǎo)致的組織改變對(duì)斷裂韌性的影響，增設(shè)真空退火處理工藝的試樣作為對(duì)照。

斷裂試驗(yàn)前，需要先進(jìn)行單軸拉伸試驗(yàn)以確定純鈦的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度，試樣尺寸依據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》設(shè)計(jì)，不同工藝的拉伸試樣加工方法如圖1所示。退火態(tài)原材料拉伸樣直接從板材中線切割得到；超聲滾壓處理、滲氧處理、復(fù)合處理的拉伸試樣加工方法為：先從板材中線切割出標(biāo)距50 mm，直徑10 mm的標(biāo)準(zhǔn)圓棒拉伸試樣，分別對(duì)拉伸樣進(jìn)行超聲滾壓、滲氧、復(fù)合處理，得到表面強(qiáng)化后的拉伸樣；真空退火處理的拉伸樣加工方法為：先從板材中切割出直徑20 mm，長(zhǎng)度150 mm的圓棒毛坯，對(duì)圓棒毛坯進(jìn)行和滲氧處理相同的預(yù)氧化和真空熱處理工藝(700 ℃,1 h；850 ℃,10 h)，從毛坯中線切割出拉伸試樣。

圖1 5種不同工藝的拉伸試樣加工方法Fig.1 Five different processing methods of tensile specimens

5種不同工藝的CT試樣加工方法見圖2，試樣尺寸依據(jù)ASTM E1820—2011《斷裂韌性測(cè)量標(biāo)準(zhǔn)實(shí)驗(yàn)方法》設(shè)計(jì)。退火態(tài)原材料CT試樣直接由板材線切割得到；超聲滾壓、滲氧、復(fù)合處理的CT試樣加工方法為：先從板材中線切割出尺寸為31.75 mm×20.48 mm×12.7 mm的矩形塊，分別對(duì)矩形塊進(jìn)行超聲滾壓、滲氧或復(fù)合處理，然后對(duì)矩形塊進(jìn)行開槽，得到CT試樣；真空退火處理的CT試樣加工方法為：先從板材中線切割出 200 mm×25 mm×50 mm的毛坯，對(duì)毛坯進(jìn)行和滲氧處理相同的預(yù)氧化和真空熱處理工藝(700 ℃,1 h；850 ℃,10 h)，從毛坯中線切割出CT試樣。

圖2 5種不同工藝的CT試樣加工方法Fig.2 Five different processing methods of CT specimens

單軸拉伸試驗(yàn)使用INSTRON-8801電液伺服疲勞試驗(yàn)機(jī)，加載速率為1 mm/min。斷裂韌性JⅠc的測(cè)量采用卸載柔度法，首先將待測(cè)CT試樣通過MTS疲勞試驗(yàn)機(jī)預(yù)制2 mm左右的疲勞裂紋，然后使用INSTRON-8801電液伺服疲勞試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行斷裂試驗(yàn)：采用夾具和銷對(duì)試樣進(jìn)行固定和加載，使用規(guī)長(zhǎng)為5 mm的斷裂力學(xué)夾持測(cè)量?jī)x(COD規(guī))對(duì)裂紋張開嘴位移進(jìn)行測(cè)量，根據(jù)加載/卸載-位移數(shù)據(jù)，得到裂紋擴(kuò)展長(zhǎng)度和對(duì)應(yīng)J積分的值。斷裂試驗(yàn)結(jié)束后，參照ASTM E1820—2011對(duì)試驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行處理，得到JQ，在經(jīng)過有效性判定后，JQ方可確定為斷裂韌性JⅠc的值。每組試驗(yàn)條件下采用3個(gè)CT試樣用以保證JⅠc的可靠性，試驗(yàn)結(jié)果取平均值。

斷裂試驗(yàn)結(jié)束后，從不同工藝的CT試樣沿表面線切割尺寸為10 mm×8 mm×6 mm的金相樣，經(jīng)過鑲嵌、拋磨、腐蝕處理后，使用Observer Alm型蔡司光學(xué)顯微鏡觀察沿深度方向的橫截面微觀組織；采用HXD-1000TMC/LCD顯微維氏硬度計(jì)測(cè)定沿深度方向顯微硬度；采用Apollo 300型掃描電子顯微鏡對(duì)拉伸及CT試樣斷裂面進(jìn)行分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 微觀結(jié)構(gòu)

使用Image-Pro-Plus統(tǒng)計(jì)退火態(tài)原材料和真空退火處理的純鈦晶粒尺寸，平均粒徑分別為50 μm和81 μm，如圖3所示。

1）將PAP海水粗過濾器退出系統(tǒng)后，對(duì)細(xì)過濾器進(jìn)口水質(zhì)進(jìn)行V30化驗(yàn)分析；注水水質(zhì)無明顯變化，化驗(yàn)結(jié)果見表4。

(a)退火態(tài)原材料

經(jīng)過真空退火處理后的試樣，晶粒尺寸增長(zhǎng)約為62%，主要原因?yàn)轭A(yù)處理溫度(700 ℃)及真空退火溫度(850 ℃)超過純鈦的再結(jié)晶溫度(約600 ℃)，處理過程中發(fā)生再結(jié)晶和晶粒長(zhǎng)大。

圖4分別示出表面超聲滾壓處理、滲氧處理及復(fù)合強(qiáng)化處理后純鈦橫截面金相。超聲滾壓處理后，純鈦表面形成深度約400 μm的塑性變形層；滲氧處理后，純鈦近表層組織部分晶界消失，這是由于空氣中的氧元素在預(yù)氧化和真空熱處理兩個(gè)步驟下通過擴(kuò)散作用進(jìn)入純鈦表層，形成間隙氧原子，并通過與α鈦的固溶作用，使部分晶界消失，形成滲氧層，深度約130 μm；并且，復(fù)合處理和滲氧處理試樣表面組織較為相似，但滲氧層更深，約150 μm。

圖4 不同表面強(qiáng)化處理后截面金相Fig.4 Cross-sectional microstructure after different surface strengthening treatment

2.2 顯微硬度

圖5示出不同表面強(qiáng)化工藝后試樣沿深度方向的顯微硬度對(duì)比?？梢钥闯?，經(jīng)過3種強(qiáng)化方式的試樣均有明顯的硬度提升，并沿深度方向呈梯度分布。超聲滾壓處理在純鈦表面形成的塑性變形層，其表面硬度約240 HV，隨著距離表面深度的增加，硬度逐漸降低，最終與基體一致。滲氧處理后，表面硬度約750 HV，相較于超聲滾壓處理，表面硬度提升更為明顯。經(jīng)過超聲滾壓和滲氧復(fù)合處理的試樣，在距表層相同深度時(shí)，其硬度值較滲氧處理的要高，說明其氧含量更高，JIA等[15-16]的研究也得到相同的結(jié)論。

圖5 不同表面強(qiáng)化處理后截面顯微硬度分布Fig.5 Cross-sectional microhardness distributions after different surface strengthening treatment

2.3 拉伸性能

多項(xiàng)研究[22-24]表明，細(xì)化表面晶粒和氧化行為會(huì)對(duì)鈦及鈦合金的拉伸性能產(chǎn)生重要影響。不同處理工藝下純鈦的拉伸性能如表2所示，拉伸樣的應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖6所示。

圖6 不同處理工藝下拉伸試樣的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.6 Stress-strain curves of tensile specimens for different treatment processes

表2 不同處理工藝下的拉伸性能Tab.2 Tensile properties of different treatment

相比于退火態(tài)原材料，經(jīng)過真空退火處理的試樣的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均有所降低，這與長(zhǎng)時(shí)間的真空熱處理導(dǎo)致的晶粒長(zhǎng)大有關(guān)，由前文可知，真空退火前后純鈦的平均晶粒尺寸由50 μm增長(zhǎng)到81 μm，增長(zhǎng)率為62%，根據(jù)Hall-Petch理論[25]，材料的強(qiáng)度和晶粒尺寸成反比，晶粒尺寸的增大會(huì)導(dǎo)致強(qiáng)度的降低以及塑性的提升。

超聲滾壓處理后的拉伸樣相較退火態(tài)原材料，宏觀拉伸性能的改變并不明顯；經(jīng)過滲氧處理和復(fù)合處理的試樣相比于真空退火處理試樣，由于使用的是相同的熱處理工藝，因此其拉伸強(qiáng)度基本一致，均低于退火態(tài)原材料試樣，但試樣的塑性卻明顯降低，主要表現(xiàn)為斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率的大幅下降，其原因可歸結(jié)于滲氧處理以及復(fù)合處理后的試樣表面形成的滲氧層。材料的表面氧化行為會(huì)對(duì)拉伸性能產(chǎn)生不利影響，表面脆硬的氧化物則是造成材料強(qiáng)度和塑性降低的關(guān)鍵[18,26]。純鈦試樣經(jīng)過滲氧處理或復(fù)合處理后，表面所形成的滲氧層相較于氧化形成的氧化層更厚，因而塑性的降低更為明顯。

圖7示出3種不同工藝下純鈦拉伸試樣的斷口形貌。退火態(tài)原材料和經(jīng)過超聲滾壓處理試樣的斷口形貌分別如圖7(a)(c)所示，斷口可分為纖維區(qū)、輻射區(qū)和剪切斷裂區(qū)，斷口內(nèi)部存在大量的孔洞和韌窩，為典型的韌性斷裂形貌。在拉伸試驗(yàn)過程中，裂紋從試樣內(nèi)部萌生并向外部擴(kuò)展，當(dāng)裂紋擴(kuò)展至近表層區(qū)域時(shí)(見圖7(b)(d))發(fā)生快速的剪切斷裂，導(dǎo)致失效。

(a)退火態(tài)原材料

滲氧處理后,拉伸試樣的斷口形貌如圖7(e)所示，可見其斷口并無明顯的剪切斷裂區(qū)，拉伸試驗(yàn)過程中，裂紋在內(nèi)部萌生并向外擴(kuò)展的同時(shí)，脆硬的滲氧層在拉伸載荷的作用下也有大量的裂紋在表面萌生(見圖7(f))，并同時(shí)向內(nèi)部擴(kuò)展，當(dāng)內(nèi)部裂紋擴(kuò)展到近表層滲氧區(qū)域時(shí)，脆硬的滲氧層在拉伸載荷的作用下發(fā)生快速的解理斷裂，形成解理斷裂面，使得試樣的斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率大幅降低。經(jīng)過復(fù)合處理的拉伸試樣，由于距表層相同深度下的硬度更高，表面脆性更高，因而其斷后伸長(zhǎng)率的降低更大。

2.4 斷裂韌性

斷裂韌性表征材料抵抗裂紋擴(kuò)展的能力，依據(jù)ASTM E1820—2011，斷裂韌性JⅠc的值通常認(rèn)為是J阻力曲線與0.2 mm偏置鈍化線的交點(diǎn)JQ經(jīng)過有效性驗(yàn)證之后的結(jié)果[27]，圖8示出不同工藝下CT試樣裂紋擴(kuò)展的J阻力曲線，表3示出CT試樣斷裂韌性JⅠc的值。

(a)退火態(tài)原材料與真空退火處理

圖8(a)示出退火態(tài)原材料和真空退火處理的純鈦的J阻力曲線對(duì)比，不難看出，真空退火處理后的純鈦在裂紋擴(kuò)展過程中的J阻力要高于原材料，由表3可知退火態(tài)工業(yè)純鈦原材料JⅠc的平均值為152.89 kJ/m2，真空退火處理后的純鈦JⅠc的平均值為185.80 kJ/m2，可見真空退火處理后，純鈦的斷裂韌性有所提升。斷裂韌性與強(qiáng)度和塑性有關(guān)，較低的屈服強(qiáng)度和較好的塑性，有利于材料的斷裂韌性的提高[28]，前文的拉伸試驗(yàn)表明，真空退火處理會(huì)導(dǎo)致純鈦強(qiáng)度的降低與整體塑性的提高，與真空退火后CT試樣裂紋擴(kuò)展的J阻力增加以及斷裂韌性提高的結(jié)果一致。圖9示出真空退火處理前后SEM下CT試樣的斷裂面形貌，斷面有較多的孔洞和溝壑，屬于典型的延性斷裂形貌。相比于退火態(tài)原材料，經(jīng)過真空退火處理后的CT試樣斷裂面的孔洞更多，溝壑更深，在裂紋擴(kuò)展過程中的J阻力更大，因此斷裂韌性更高。

表3 不同工藝下CT試樣斷裂韌性Tab.3 Fracture toughness of CT specimens for different treatment processes

圖8(b)示出表面超聲滾壓前后CT試樣的J-R阻力曲線對(duì)比，相比于原材料，經(jīng)過超聲滾壓的CT試樣在裂紋擴(kuò)展過程中，其J阻力有所降低，斷裂韌性也有所降低，JⅠc的平均值由152.89 kJ/m2降低至138.73 kJ/m2。圖8(c)示出經(jīng)過真空退火處理、滲氧處理和復(fù)合處理的CT試樣的J-R阻力曲線對(duì)比。滲氧處理和復(fù)合處理的CT試樣相較于真空處理的CT試樣，在裂紋擴(kuò)展的初期階段，J阻力低于真空退火處理的試樣，而當(dāng)裂紋擴(kuò)展到達(dá)一定長(zhǎng)度后，其J阻力甚至超過真空退火處理的試樣；相比于滲氧處理的試樣，經(jīng)過復(fù)合處理的CT試樣在裂紋擴(kuò)展過程中的J阻力更低。真空退火處理、滲氧處理、復(fù)合處理后CT試樣JⅠc的平均值分別為185.80,153.44,113.04 kJ/m2，可見滲氧處理和復(fù)合處理所形成的滲氧層均對(duì)純鈦的斷裂韌性有不利影響，且復(fù)合處理形成的滲氧層對(duì)斷裂韌性的負(fù)面影響更大。

材料微觀組織對(duì)斷裂韌性的影響與裂紋尖端塑性區(qū)尺寸有著密切的聯(lián)系，較大的裂紋尖端塑性區(qū)往往有利于材料斷裂韌性的提高[21,29-31]。在斷裂韌性測(cè)試的加載過程中，CT試樣的側(cè)表面處于平面應(yīng)力狀態(tài)，內(nèi)部材料的應(yīng)力三軸度隨著與側(cè)表面距離的增大而逐漸增加，最終達(dá)到平面應(yīng)變狀態(tài)。試樣的側(cè)表面和近側(cè)表面材料的應(yīng)力三軸度較低，因此這些位置處的斷裂總以剪切裂紋的形式發(fā)生，涉及很大程度的塑性變形，從而在斷裂面的近側(cè)面區(qū)域形成剪切唇，剪切唇會(huì)為裂紋擴(kuò)展帶來很大的阻抗力。

圖10示出超聲滾壓處理、滲氧處理及復(fù)合處理后CT試樣的斷裂面。斷裂面主要由疲勞裂紋預(yù)制區(qū)和拉伸區(qū)構(gòu)成，二次疲勞的目的是標(biāo)定拉伸區(qū)的裂紋長(zhǎng)度，以便于后續(xù)的數(shù)據(jù)處理，文中的斷裂試驗(yàn)的J阻力曲線試驗(yàn)數(shù)據(jù)來源于拉伸區(qū)。

(a)超聲滾壓處理

表面強(qiáng)化對(duì)斷裂的影響主要體現(xiàn)在靠近側(cè)表面的剪切唇區(qū)。超聲滾壓后，試樣在表面形成塑性變形層(見圖10(b))，該結(jié)構(gòu)的斷面相較于內(nèi)部未強(qiáng)化區(qū)域更為平滑；經(jīng)過滲氧處理的試樣，在表面形成滲氧層，滲氧區(qū)呈現(xiàn)出解理斷裂的形貌(見圖10(d))；經(jīng)過復(fù)合處理的試樣，其斷面與滲氧處理的試樣比較相似，但擁有更厚的滲氧層(見圖10(f))，解理斷裂面面積更大。這種表面塑性變形層以及滲氧層改變了試樣在裂紋擴(kuò)展過程中剪切唇區(qū)域的微觀結(jié)構(gòu)，降低了裂紋尖端的塑性區(qū)尺寸，在裂紋擴(kuò)展初期，由剪切唇區(qū)域帶來的裂紋擴(kuò)展J阻力降低，導(dǎo)致斷裂韌性JⅠc降低，由于復(fù)合處理的試樣相較于滲氧處理的試樣，滲氧層硬度更高，深度更深，斷裂韌性JⅠc更低。

經(jīng)過滲氧及復(fù)合處理工藝的試樣在裂紋擴(kuò)展的初期J阻力低于真空處理的試樣，而當(dāng)裂紋到達(dá)一定長(zhǎng)度之后，其J阻力高于真空處理的試樣，對(duì)于這一現(xiàn)象可能與滲氧處理CT試樣表層較多的表面裂紋(見圖10(d)(f))有關(guān)，在裂紋擴(kuò)展初期，滲氧及復(fù)合處理試樣J阻力低于真空處理試樣，裂紋擴(kuò)展過程中，表面裂紋產(chǎn)生，這些裂紋會(huì)吸收一部分裂紋擴(kuò)展所需的能量，使得J阻力得以提高，隨著表面裂紋逐漸增多，滲氧和復(fù)合處理的試樣J阻力逐漸高于真空處理的試樣。

3 結(jié)論

(1)經(jīng)過超聲滾壓的純鈦在表面形成深度為400 μm的塑性變形層，經(jīng)過滲氧和復(fù)合處理的純鈦在表面分別形成深度約為130,150 μm的滲氧層。在相同深度下，經(jīng)過復(fù)合處理的滲氧層硬度較滲氧處理高，說明超聲滾壓處理對(duì)氧的擴(kuò)散起到促進(jìn)作用。

(2)滲氧和復(fù)合處理工藝涉及長(zhǎng)時(shí)間高溫?zé)崽幚?700 ℃,1 h；850 ℃,10 h)，相同熱處理工藝下的真空退火試樣晶粒尺寸(81 μm)較退火態(tài)原材料(50 μm)長(zhǎng)大約62%，晶粒的長(zhǎng)大導(dǎo)致純鈦強(qiáng)度降低，斷裂韌性JⅠc提高。

(3)表面超聲滾壓處理、滲氧處理以及復(fù)合處理所形成的表面層會(huì)導(dǎo)致材料斷裂韌性的降低，原因在于這些表面強(qiáng)化層會(huì)降低裂紋擴(kuò)展過程中裂紋尖端塑性區(qū)尺寸。