鈦合金c4表面納米化及組織性能研究

鈦合金c4表面納米化及組織性能研究

鈦合金是20世紀50年代發(fā)展起來的重要結構材料。鈦及其合金具有良好的物理、化學和機械強度，尤其是較高的耐腐蝕性、比強度和良好的生物適應性。鈦合金是航天航天航天航天開放領域（其中鈦合金ti6al4v占50%），也是生物醫(yī)學行業(yè)最受歡迎的材料。廣泛用于其他領域。但這類材料因表面耐疲勞、硬度、耐磨損和微動磨損性能差的缺點使其應用受到限制。Lu等提出的金屬材料表面自納米化的新概念,即對材料表面采用大變形量,在材料的表面形成具有一定厚度的納米結構層,而基體材料仍然保持原始的粗晶結構和化學成分,不僅可以大幅度提高塊體材料的表面強度、耐磨性、抗疲勞性能等表面性能。盧柯研究組通過機械研磨處理純鐵、Inconel600、AISI304不銹鋼等材料的表面納米化結構,并且觀察到納米化表面具有更高的強度、更小的磨擦系數(shù)。表面自納米化后所獲得的優(yōu)異性能都是以表層保持一定的組織結構熱穩(wěn)定性為基礎,納米晶中因存在大量的非平衡晶界和點陣畸變而處于熱力學上的亞穩(wěn)定態(tài),隨著溫度的升高表層納米結構有自發(fā)向穩(wěn)定態(tài)轉變的趨勢,即會發(fā)生再結晶的現(xiàn)象,從而導致晶粒粗化,進而失去其優(yōu)異的力學或理化性能。因此,研究納米金屬材料的熱穩(wěn)定性具有重要的實際意義[9,10,11,12,13,14]。本文以工業(yè)廣泛應用的鈦合金TC4材料為研究對象,利用超音速微粒轟擊技術進行表面納米化處理,并對納米化后的試樣在不同溫度和時間下進行了退火處理,通過組織和性能表征,研究鈦合金納米化機理及其熱穩(wěn)定性。1主要參數(shù)和表面處理實驗用60mm×60mm×4mm鈦合金(TC4)板材,其化學成分(質(zhì)量分數(shù),%)為Al5.6~6.6,V3.5~4,Fe0.3,H0.015,N0.05,C0.07,O0.15,余量Ti。噴丸實驗采用美國生產(chǎn)的1433/8558ProGRESSIVE(DT1480)數(shù)控噴丸機,主要參數(shù)為:空氣壓力0.18MPa,彈丸材質(zhì)為ZG30,彈丸直徑0.3mm,超音速短嘴,噴射角85°,噴丸強度0.25A,工作氣壓0.55MPa,覆蓋率200%,噴射時間分別為5、15、30、60min。對經(jīng)SFPB表面處理30min的試樣進行200、250、300、350、400、450、500、550、600、650、700、750和800℃不同溫度退火2h。利用XRD-7000S型X射線衍射(XRD)、JEM-3010高分辨透射電鏡(TEM)、Tukon2100B顯微/維氏硬度計以及CRY-2P差熱分析儀等,對SFPB處理及退火處理后試樣的表面晶粒尺寸、變形層深度和不同深度處的組織結構及硬度變化進行表征,研究TC4納米化機理及其熱穩(wěn)定性。2結果與分析2.1顯微硬度和變形組織的變化圖1為TC4原始樣品和經(jīng)不同時間SFPB處理后樣品表層X射線衍射譜,從衍射圖可以看出,與未處理樣品相比,經(jīng)過SFPB處理后的樣品X射線布拉格衍射明顯寬化。而且對于不同時間SFPB處理后的樣品,隨著時間的延長,X射線衍射峰也在相應的變寬。根據(jù)Scherrer-wilson公式可計算得出經(jīng)過5、15、30和60minSFPB處理后表層晶粒尺寸分別為19.84、16.56、15.56、14.20nm,可見隨著處理時間的延長,晶粒尺寸在不斷減小。圖2為TC4未SFPB處理和經(jīng)不同時間SFPB處理后樣品表面及其沿變形層厚度方向顯微硬度變化曲線。從圖2(a)可知,噴丸處理后試樣表面硬度顯著提高,轟擊5min時,樣品表面硬度增幅較大,達到564HV0.02(TC4原始樣品表面硬度約為340HV0.02),隨時間的延長表面硬度繼續(xù)提高,增加變緩慢,SFPB處理30min后樣品的表面硬度趨于穩(wěn)定約為628HV0.02,比原始硬度提高近1倍。由圖2(b)可知,噴丸處理后樣品的顯微硬度從表面隨深度的增加而逐漸降低,但隨著時間的延長變形層深度不斷增加,在同一深度處SFPB處理時間越長其硬度越高。SFPB處理30min的硬度曲線變化與60min接近,從試樣表面至大約20μm的深度,硬度值明顯下降;在20~100μm的深度,硬度呈梯度下降;在100~130μm的深度,硬度下降平緩并逐漸趨于原始樣品的硬度,整個變形層的厚度為130~150μm。顯微硬度沿深度方向逐漸減小是由于高速微粒撞擊到樣品表面時,樣品的塑性變形只是發(fā)生在撞擊點周圍的局部區(qū)域,離撞擊點越遠,塑性變形越小,位錯密度越低,從而造成試樣顯微硬度隨深度的增加而呈現(xiàn)梯度型降低。圖3為SFPB處理30min試樣從表面沿不同深度處的透射電子顯微組織。從圖3(a)為距表面100μm處的微觀組織,此處距表面較遠,微粒噴丸的作用力較小,變形量較低,因而可觀察到較多位錯和少量的孿晶。在鈦合金(TC4)退火態(tài)組織由α+β兩相組成,其中α為hcp結構,β為bcc結構,這兩種結構的變形方式有所不同,α相變形時通常孿生與滑移并存,β相主要以滑移方式變形,在變形量較小時,α相中一般只有少數(shù)位向有利的相中位錯先滑移,后借助于位錯塞積處的應力集中形成變形孿晶,孿晶的產(chǎn)生會導致晶體位向改變,引起應力集中從而激發(fā)次生孿晶或滑移以協(xié)調(diào)應變,因而觀察到的孿晶數(shù)量較少。圖3(b)為距表面60μm處的微觀組織,此處變形量較大,孿晶數(shù)量不斷增加并相互交割,形成具有高密度取向較小的針葉狀結構,同時位錯密度大大升高。隨著變形量的增加,其交互作用也不斷加強,通過這種交割作用使晶粒不斷細化。但當晶粒細化到亞微米級時,使得變形孿晶形成困難,其塑性變形方式發(fā)生了根本性的轉變,孿晶變形完全被擬制,并由位錯滑移變形方式取代,因此在靠近強烈變形層30μm處已經(jīng)觀察不到孿晶形態(tài),而是由位錯形成的亞晶粒組成,見圖3(c),此處的衍射花樣已呈連續(xù)環(huán)狀,表明晶粒的位向差開始增加。圖3(d)為距表面10μm處(強烈變形層)的組織與衍射花樣,已形成隨機取向的尺寸約30nm的納米晶結構。納米晶的形成與變形過程中動態(tài)再結晶有關。在納米化過程中,大量彈丸以高能、高速撞擊材料表面,產(chǎn)生強烈的塑性變形,變形時高能彈丸所做的功90%消耗于滑移、孿生過程中并轉化為熱量,使材料表層撞擊點附近微區(qū)內(nèi)在撞擊瞬時溫度達到很高,約10%的功以存儲能的形式存在于材料內(nèi)部其中僅位錯就占存儲能的80%以上。隨著變形度增加,位錯密度不斷升高,存儲能也越高,則再結晶溫度越低,很容易發(fā)生動態(tài)再結晶,致使在材料的表層形成均勻的具有隨機取向的納米等軸晶粒。2.3面晶粒尺寸大小及組織圖4為表面納米層的DTA曲線,由圖可以看出自50℃開始,隨著溫度的升高熱功率差值逐步增大,由于鈦合金的α到β相的轉變溫度為930℃,所以這變化只能是晶粒長大和應力釋放的表現(xiàn)。溫度升高到759℃時存在一個明顯的吸熱峰,表明晶粒尺寸在此溫度附近有一個突變。對SFPB處理30min經(jīng)300、400、500、600、750和800℃退火2h處理后的試樣借助X射線衍射測試其表面晶粒尺寸大小見表1。從表1可知,隨著處理溫度的升高,晶粒尺寸有所增加,但變化不大。即使溫度為750℃時,晶粒尺寸仍處于納米級。當溫度升高到800℃時,晶粒尺寸明顯長大,其尺寸大小已超過納米級別。圖5是TC4經(jīng)SFPB處理30min在不同溫度退火2h后的表面硬度,由圖看出隨著溫度的升高,表面硬度下降很平緩,但當溫度升高到800℃時,其硬度比750℃退火時明顯下降,表明750℃到800℃發(fā)生了再結晶,導致晶粒突然長大,使表面硬度明顯降低。圖6為TC4經(jīng)SFPB處理30min后樣品在750和800℃退火2h處理后試樣表面微觀組織。由圖6(a)組織和選區(qū)衍射花樣可以看出,晶粒尺寸約為35nm,其衍射依然成環(huán)狀,說明晶粒依舊保持在納米級別,這和XRD測試結果也相符,說明表面納米化過程中發(fā)生了動態(tài)再結晶從而形成了較穩(wěn)定的納米晶粒。由圖6(b)看出,經(jīng)過800℃加熱退火后,試樣表層的晶粒已經(jīng)發(fā)生明顯的長大,其尺寸大小在1μm以上,而且衍射環(huán)已基本消失,說明晶粒顯著長大,這和DTA測試結果正好符合(DTA曲線在759℃有一個明顯的吸熱峰)。由以上分析可知,TC4經(jīng)SFPB納米化處理后,加熱到750℃處理后其組織結構還保持在納米級別,因而,具有很好的熱穩(wěn)定性,這將為實現(xiàn)表面結構選擇性化學反應提供有利的條件。3tf4在sfpb處理的研究1)TC4鈦合金隨著SFPB處理時間延長,變形層厚度增加,表面晶粒尺寸逐漸減小,30min后晶粒尺寸趨于穩(wěn)定,變形層厚度約為130μm,表面納米層厚度約10μm,表層晶粒平均尺寸約15nm。表面硬度由原始的340HV提高到了628HV,提高近1倍;2)TC4在SFPB處理時的變形機制:在變形量較小時,首先發(fā)生位錯滑移變形,隨著變形量的增大,位錯密度增加,產(chǎn)生應力集中誘發(fā)變形孿晶形成,變形孿晶隨著變形量的不斷增加,孿晶數(shù)量不斷增加并相互交割,形成具有高密度取向較小的