冒海榮,費 昊,姜 勇,鞏建鳴

(南京工業(yè)大學(xué) 機械與動力工程學(xué)院 江蘇省極端承壓裝備設(shè)計與制造重點實驗室,江蘇 南京 211800)

隨著航空航天、海洋船舶、石油化工和生物技術(shù)的發(fā)展,鈦合金的使用量大幅增加,其中TC4(Ti-6Al-4V)鈦合金因具有較好的綜合性能,是兩相型鈦合金中使用量最大的[1-3],常被用于制造關(guān)鍵零部件。然而,鈦合金的硬度低、摩擦因數(shù)大、耐磨性差、抗微動疲勞性差等缺點對鈦合金材料的使用安全性造成了嚴(yán)重的影響[4]。20世紀(jì)80年代,Bertrand等[5]基于氧的擴散原理開發(fā)了熱氧化(TO)的滲氧強化工藝,在鈦合金表面形成了較薄的氧化膜,顯著提高了鈦合金在小載荷下的耐磨性能。Bell等[6-7]在鈦合金氧化的基礎(chǔ)上增加了真空擴散工藝,發(fā)展出新的氧增強擴散(OBD)的表面滲氧強化技術(shù),采用該技術(shù)處理的鈦合金表面形成了氧固溶體,不但大幅提高了表面硬度,改善了耐磨性能,還解決了原來的TO工藝中氧化膜在大載荷下容易脫落的問題。文獻(xiàn)[8-9]研究表明：鈦合金經(jīng)過滲氧強化處理后,表面的硬度和耐磨性得到顯著的提升。Jamesh等[10]和Luo等[11]分別對工業(yè)純鈦和鈦合金進(jìn)行滲氧處理,表面硬度都提高了約3～4倍。Qu等[12]將TC4鈦合金在850 ℃下熱氧化2 h后,通過輕微拋光去除表面氧化膜,得到表面約35 μm的氧擴散層,其顯微硬度提高了4倍,耐磨性提升了約40倍。Zhou等[9]發(fā)現(xiàn)：Ti-6Al-4V鈦合金經(jīng)滲氧強化后,無論是常溫還是高溫耐磨性能均顯著提高。Bacroix等[13]發(fā)現(xiàn)：經(jīng)表面滲氧強化后的純鈦和Ti-6Al-4V鈦合金,在微動模式和仿生物環(huán)境中,耐磨性能提升了8倍。

但是,目前關(guān)于鈦合金表面滲氧強化處理的研究大多集中在硬度、耐磨性能等方面,關(guān)于力學(xué)性能的研究鮮見報道,而表面滲氧強化處理對鈦合金力學(xué)性能的影響直接關(guān)系到鈦合金使用的可靠性,因此,本文針對表面滲氧強化處理對TC4鈦合金力學(xué)性能的影響進(jìn)行試驗研究,并對其力學(xué)性能變化機制進(jìn)行探討。

1 試驗材料和方法

試驗材料為商用TC4鈦合金板材(熱軋+退火處理),其化學(xué)成分如表1所示。從TC4鈦合金板材上采用線切割方法切下10 mm×10 mm×6 mm的長方體金相試樣。拉伸試驗按文獻(xiàn)[14]描述的方法執(zhí)行，采用厚度為3 mm、寬度為10 mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸板狀試樣,沿軋制方向取樣。為了研究力學(xué)性能變化的機制,拉伸試樣分為供貨態(tài)、滲氧強化和滲氧強化基體試樣。供貨態(tài)試樣用于測定原始材料的力學(xué)性能;滲氧強化試樣用于測量TC4鈦合金經(jīng)過表面滲氧強化處理后的力學(xué)性能;滲氧強化基體試樣是將滲氧強化試樣表面滲氧層通過機械打磨的方法去除后的基體試樣,用以表征滲氧強化過程中溫度變化對基體力學(xué)性能的影響。所有試樣在拉伸試驗前統(tǒng)一采用1 200#金剛石金相砂紙打磨表面,然后用丙酮清洗去除油污,吹干后放入干燥皿中備用。

表1 TC4鈦合金板材化學(xué)成分

鈦合金表面滲氧強化過程分兩步:將試樣放入馬弗爐中,在850 ℃下氧化20 min,隨爐冷卻至室溫后取出試樣[15];將氧化后的試樣放進(jìn)SKGL-1200型管式真空爐中，進(jìn)行850 ℃、20 h下真空擴散處理(真空度約為4.5×10-5Pa)。

采用Rigaku Smartlab型X線衍射儀(XRD)對供貨態(tài)、滲氧強化及滲氧強化基體試樣表面相結(jié)構(gòu)進(jìn)行分析,衍射靶為Cu靶,波長λ=0.154 056 nm,掃描范圍為30°～45°,施加電壓和電流分別為40 kV和30 mA,掃描速度為10 (°)/min。對金相試樣進(jìn)行研磨、拋光后,采用Kroll溶液擦蝕20 S,以顯現(xiàn)微觀組織,然后使用ZEISS AXIO IMAGE A1m型光學(xué)顯微鏡觀察微觀組織特征。使用維氏硬度計測量滲氧層中沿深度方向的硬度分布。

采用島津拉伸試驗機對供貨態(tài)、滲氧強化和滲氧強化基體試樣進(jìn)行單軸拉伸試驗。試驗分2個階段:第1階段采用應(yīng)變控制,速率為0.01 min-1;第2階段采用位移控制,速率為1.5 mm/min。試驗后利用Phenom ProX型掃描電子顯微鏡對試樣斷口進(jìn)行觀察。

2 試驗結(jié)果

2.1 微觀組織

圖1為TC4鈦合金供貨態(tài)、表面滲氧強化和滲氧強化基體試樣的微觀組織。由圖1可知：TC4鈦合金原始組織為沿軋制方向變形的α和β相,晶粒細(xì)小。經(jīng)過滲氧強化后,試樣表面形成了約為150 μm的滲氧強化層(淺色區(qū)域)。由于氧元素為α相穩(wěn)定元素,因此滲氧強化層較高的氧濃度引起β相向α相轉(zhuǎn)變[16],導(dǎo)致滲氧強化層中β相含量減少。無論是滲氧強化層還是基體,經(jīng)滲氧強化處理后，原來拉長變形的晶粒明顯回復(fù),近似等軸,且晶粒尺寸有所長大。

圖1 滲氧前后微觀組織特征

2.2 硬度分布

圖2為TC4鈦合金供貨態(tài)試樣表面和滲氧強化試樣表面滲氧強化層中的硬度分布。由圖2可以看出：供貨態(tài)試樣硬度約為420 HV;經(jīng)過滲氧強化后,試樣表面硬度高達(dá)約950 HV,沿深度方向硬度逐漸梯度降低,這與Bell等[7]的研究結(jié)果一致;在150 μm深度以下,滲氧層硬度基本穩(wěn)定為380 HV。硬度測量結(jié)果顯示:表面滲氧強化在提高表面硬度的同時,也導(dǎo)致基體硬度略微降低。一般而言,金屬材料的硬度越高,強度也越高,基體硬度的降低,預(yù)示著材料的強度也會有所降低。

圖2 硬度分布曲線

2.3 物相分析

圖3為TC4鈦合金供貨態(tài)、氧化后和氧擴散后的表面XRD圖譜。由圖3可以看出：經(jīng)過850 ℃、20 min氧化后,試樣表面形成了金紅石型TiO2層。氧擴散后,TiO2層基本消失,分解出來的氧原子擴散進(jìn)入鈦合金晶格中,導(dǎo)致晶格發(fā)生膨脹,表現(xiàn)為Ti基體的衍射峰向小角度方向偏移,這與Dong等[16]的研究結(jié)果一致。

圖3 TC4鈦合金供貨態(tài)、氧化后和真空氧擴散后的XRD圖譜

2.4 單軸拉伸

圖4和5分別為TC4鈦合金試樣在常溫下的單軸拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線和力學(xué)性能試驗結(jié)果。由圖4和5可知:供貨態(tài)、滲氧強化以及滲氧強化基體試樣的彈性階段基本吻合,說明滲氧強化處理對材料的彈性模量無明顯影響,而強度及延伸率呈現(xiàn)逐漸降低的趨勢。供貨態(tài)試樣抗拉強度、屈服強度和延伸率分別為1 020 MPa、 989 MPa和 16.9%;滲氧強化基體試樣的強度和塑性都有所下降,抗拉強度、屈服強度和延伸率分別降低到928 MPa,867 MPa和13.7%,與供貨態(tài)相比分別下降了約9%、12%和19%;經(jīng)過表面滲氧強化后,材料力學(xué)性能進(jìn)一步降低,抗拉強度、屈服強度和延伸率分別為888 MPa、 837 MPa和11.0%,與供貨態(tài)試樣相比分別下降了約13%、15%和35%。進(jìn)一步比較可以看出:滲氧處理過程中,較長時間的高溫作用(850 ℃、20 min氧化,20 h擴散),使TC4鈦合金基體的抗拉強度、屈服強度和延伸率分別降低了92 MPa、122 MPa和3.2%;而滲氧強化層與基體相比,抗拉強度、屈服強度和延伸率分別降低了40 MPa和30 MPa和2.7%。試驗結(jié)果表明:TC4鈦合金經(jīng)過表面滲氧強化后,力學(xué)性能的降低是滲氧強化處理過程中的高溫和表面滲氧強化層綜合作用的結(jié)果,其中高溫作用的影響更大。

圖4 TC4鈦合金滲氧前后應(yīng)力-應(yīng)變曲線

圖5 TC4鈦合金滲氧前后力學(xué)性能試驗結(jié)果

3 分析與討論

3.1 高溫對基體力學(xué)性能的影響

文獻(xiàn)[17-19]的研究表明:TC4鈦合金在800 ℃下保溫1～2 h,晶粒即會發(fā)生明顯長大,且保溫時間越長,晶粒長大越明顯。本文中滲氧溫度為850 ℃,時間長達(dá)20 h,因此理論上晶粒會有一定程度的長大。為了定量研究晶粒長大程度,使用Image-Pro-Plus軟件對TC4鈦合金供貨態(tài)和滲氧強化基體組織的晶粒直徑進(jìn)行分析,結(jié)果如圖6所示。由圖6可以看出：供貨態(tài)組織的大部分晶粒直徑范圍為3～6 μm,最大晶粒直徑不超過10 μm(平均4.6 μm);而經(jīng)過滲氧強化處理后,晶粒直徑大幅增長,最大晶粒增大1倍以上,達(dá)到近20 μm,平均直徑也幾乎增大1倍,達(dá)到8.5 μm。

圖6 晶粒尺寸測量結(jié)果

文獻(xiàn)[20-23]的研究表明：對于鈦材及鈦合金,強度(σ)和晶粒直徑符合Hall-Petch關(guān)系，如式(1)所示。

σ=σ0+kd-0.5

(1)

式中:σ0為摩擦應(yīng)力,MPa；k為常數(shù)；d為平均晶粒直徑,m。

根據(jù)周水亮等[24]的結(jié)果,對于TC4鈦合金,屈服強度(σy)、抗拉強度(σb)與晶粒直徑(d)之間的線性關(guān)系分別如式(2)和(3)所示。

σy=846+0.225d-0.5

(2)

σb=871+0.281d-0.5

(3)

本文試驗結(jié)果表明:供貨態(tài)和滲氧強化基體材料的屈服強度和抗拉強度基本符合Hall-Petch關(guān)系(圖7)。因此,滲氧強化處理過程中的高溫導(dǎo)致的晶粒長大，是引起力學(xué)性能降低的重要原因。

圖7 滲氧前后基體強度的Hall-Petch關(guān)系

3.2 滲氧強化層力學(xué)性能

姬壽長等[25]的研究表明:TC4鈦合金經(jīng)過滲碳處理后,表面形成的滲碳強化層雖然大幅度提高了表面硬度,但是降低了材料的強度和延伸率。馬濤等[26]對氮化后的30CrMnSiA鋼進(jìn)行了力學(xué)行為研究,結(jié)果表明:材料耐磨性得到了有效地提高,但是強韌性有所降低。王建忠等[27]對碳鋼進(jìn)行表面滲鉻、滲碳處理后,也發(fā)現(xiàn)類似問題。不銹鋼經(jīng)低溫氣體滲碳后,表面形成的硬脆滲碳層在拉伸試驗初期發(fā)生的小應(yīng)變開裂是導(dǎo)致不銹鋼力學(xué)性能降低的重要原因[28-29]。TC4鈦合金經(jīng)過滲氧強化處理后,表面滲氧強化層硬度達(dá)到約950 HV,較基體提高了約一倍,理論上,高硬度表面滲氧強化層的塑性會變差,因此可推斷在拉伸試驗初期(小應(yīng)變)，滲氧強化層表面即會發(fā)生開裂,導(dǎo)致試樣表面出現(xiàn)微裂紋,產(chǎn)生應(yīng)力集中,造成強度和延伸率降低。為了驗證推斷的正確性,采用Jiang等[30-31]提出的四點彎試驗，結(jié)合X線應(yīng)力測量的研究方法,對滲氧強化層表面小應(yīng)變開裂行為進(jìn)行研究。對滲氧強化試樣施加不同的撓度(可計算出對應(yīng)的表面應(yīng)變),每增大一次撓度后,都在光學(xué)顯微鏡下觀察表面是否出現(xiàn)開裂；同時,采用X線應(yīng)力測量儀測量表面應(yīng)力，結(jié)果如圖8所示。由圖8可知：當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.51%時,滲氧強化層未見裂紋；而當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.68%時,滲氧強化層已發(fā)生開裂;如果取中間值,則滲氧強化層的開裂應(yīng)變僅為0.60%,從而驗證了推斷的正確性。

圖8 滲氧強化試樣表面應(yīng)力-應(yīng)變關(guān)系

3.3 表面裂紋及斷口

圖9為供貨態(tài)、滲氧強化基體和滲氧強化試樣單軸拉伸試驗后的表面形態(tài)。由圖9可知：供貨態(tài)和滲氧強化基體試樣斷口側(cè)面特征類似,均未見裂紋,且均可觀察到較為明顯的頸縮,而滲氧強化試樣表面密布垂直于拉伸方向的平直裂紋,裂紋幾乎貫穿整個試樣表面，表現(xiàn)為典型的脆性層開裂特征[32-36]。

圖9 斷口側(cè)面形態(tài)

圖10為滲氧強化試樣的斷口特征。由圖10可知:滲氧強化試樣斷口明顯可分為3個區(qū)域,脆斷區(qū)(最靠近表面,厚度約為50 μm)、過渡區(qū)(厚度約為100 μm)和韌性斷裂區(qū)。脆斷區(qū)平整,為解理斷裂,并可見二次裂紋；過渡區(qū)由準(zhǔn)解理的斷裂小平面和撕裂嶺組成;韌性斷裂區(qū)具有典型的韌窩特征。

圖10 滲氧強化試樣的斷口特征

供貨態(tài)和滲氧強化基體試樣斷口邊緣均具有韌窩特征(圖11),進(jìn)一步比較還可以發(fā)現(xiàn),供貨態(tài)試樣的韌窩更大更深,說明供貨態(tài)試樣塑性更好,這與供貨態(tài)試樣延伸率最大這一結(jié)果是一致的。

圖11 試樣斷口形貌

TC4鈦合金經(jīng)滲氧強化處理后,擴散到鈦基體中的氧原子既可以占據(jù)間隙位置,又可以占據(jù)置換位置,從而引起晶格畸變,抑制位錯的運動,從而使?jié)B氧強化層的硬度和強度大幅提高[37]。但是,氧原子含量越高,固溶強化作用越明顯,位錯運動的阻力越大,滑移越難以進(jìn)行,材料的塑性越差。因此,滲氧強化層在表現(xiàn)出較高硬度的同時,脆性也會大幅增大。

4 結(jié)論

1)TC4鈦合金經(jīng)過滲氧強化處理后,表面形成了約150 μm的滲氧強化層,滲氧強化層中硬度呈梯度分布,從基體的380 HV逐漸提高到表面的950 HV,表面硬度與供貨態(tài)試樣硬度相比提高了1倍以上。

2)TC4鈦合金經(jīng)過滲氧強化處理后,材料的抗拉強度、屈服強度以及延伸率均有所下降,這主要是因為滲氧強化處理過程中的長時間高溫作用導(dǎo)致基體晶粒長大,降低了基體的力學(xué)性能;同時,雖然滲氧強化層硬度較高,但是塑性較差,在拉伸試驗初期(即小應(yīng)變階段)已發(fā)生開裂,產(chǎn)生的表面裂紋缺陷引起應(yīng)力集中,進(jìn)一步降低了滲氧強化試樣的整體力學(xué)性能。