馮 勇¹,楊 闖¹,嚴(yán) 麗²

(1.貴州師范大學(xué)材料與建筑工程學(xué)院,貴陽550025;2.中國航發(fā)貴州黎陽航空動(dòng)力有限公司,貴陽550014)

摘 要:

對(duì)TB8鈦合金進(jìn)行800℃間歇式真空滲氮6h,研究了表面滲氮層的組織、硬度、耐磨 性能及耐腐蝕性能。結(jié)果表明:TB8鈦合金表面間歇式真空滲氮層主要由厚度60~80μm 氮化物 層和厚度110~130μm 氮擴(kuò)散區(qū)組成,表層物相包括 TiN、TiN0.3、Ti2AlN 及α-Ti,表層硬度為 800~850HV,由表層至心部硬度緩慢降低,心部基體的硬度為250~270HV;在相同條件下,間 歇式真空滲氮處理合金的磨損質(zhì)量損失為未滲氮合金的1/12,表面形成了淺而窄的磨痕,耐磨性 得到顯著提高;間歇式真空滲氮處理合金在 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。

關(guān)鍵詞:TB8鈦合金;間歇式真空滲氮;組織;耐磨性能;耐腐蝕性能

中圖分類號(hào):TG146.2 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A 文章編號(hào):1000-3738(2021)11-0043-04

0 引 言

隨著我國航天航空事業(yè)的快速發(fā)展,對(duì)飛行器 緊固件、彈力組件及主要承力構(gòu)件的比強(qiáng)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(duì)鈦合金應(yīng)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(shí)效處理后可得到很高 的抗高溫強(qiáng)度,屬于超高強(qiáng)度鈦合金[1-4]。同時(shí), 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(diǎn),用于制造有較高溫度要 求的飛機(jī)結(jié)構(gòu)件、發(fā)動(dòng)機(jī)結(jié)構(gòu)件和緊固件等,對(duì)提高 推重比、減輕飛機(jī)質(zhì)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(diǎn),使其在實(shí)際應(yīng)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(fù)雜的零件,且工藝復(fù) 雜;普通的氣體滲氮時(shí)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?jiǎng)?且滲氮均勻[11-12]。在此基礎(chǔ)上,作者對(duì) TB8 鈦合金進(jìn)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(qiáng)化 提供理論參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為退火態(tài) TB8 鈦 合 金 棒,尺 寸 為 ?15mm×60mm,其α+β相轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪嗟南嘧儨?度為799℃,化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?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(guān)閉真空泵并通 入0.001~0.015MPa的高純氮?dú)?滲氮30min后, 打開真空泵抽真空30min,再通氣滲氮,如此反復(fù) 進(jìn)行間歇式通氣滲氮和抽真空,總時(shí)間為6h,然后 爐冷至室溫。 采用XPERTPRO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 40kV,管電流為20mA,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(xué)顯微鏡觀察截面顯 微組織。用SCHV-V2.0型全自動(dòng)顯微硬度計(jì)測試 截面硬度,載荷為0.98N,加載時(shí)間為15s,從距表 面10μm向心部測量,測試間隔為20μm。在 MMU10A 型端面磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行干摩擦磨損試驗(yàn), 載荷為200N,轉(zhuǎn)速為200r·min-1,時(shí)間為30min, 對(duì)磨盤材料為Gr15鋼,尺寸為?40mm ×10mm, 硬度為63~65HRC;磨損試驗(yàn)結(jié)束后,經(jīng)無水乙醇 清洗,用精度為0.1mg的電子天平稱取磨損前后試 樣的質(zhì)量,計(jì)算質(zhì)量損失,并采用光學(xué)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(jìn)行加速腐 蝕,腐蝕時(shí)間為10min,經(jīng)無水乙醇清洗,用精度為 0.1mg的電子天平稱取腐蝕前后試樣的質(zhì)量,取3 個(gè)試樣計(jì)算腐蝕速率,并采用光學(xué)顯微鏡觀察腐蝕 形貌。腐蝕速率的計(jì)算公式為

式中:Δm 為試樣的質(zhì)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(shí)間, min;v為腐蝕速率,μm·min-1。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 物相組成

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(jià)鍵理 論,Al-N的共價(jià)鍵長約為180.1pm,Ti-N 的鍵 長約為197.5pm,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(jié)合并在表面形 成大量的 TiN,因?yàn)?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(jìn)而 出現(xiàn)貧鈦區(qū),使得該處鋁含量增加,當(dāng)鋁含量達(dá)到一 定值后,便會(huì)形成鈦鋁金屬間化合物,并與氮進(jìn)一步 反應(yīng)形成Ti2AlN [14]。

2.2 截面組織

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60~80μm 氮化物層和厚度 110~130μm氮擴(kuò)散區(qū)組成,基體組織為單一β相。 鈦是強(qiáng)氮化物形成元素,與氮元素具有很強(qiáng)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(qiáng),使 得 氮 難 以 進(jìn) 一 步 向 內(nèi) 部 擴(kuò) 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(qiáng)制流動(dòng),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?dú)獠粩喑?入爐內(nèi)可增加活性氮原子的數(shù)量。兩個(gè)過程相互促 進(jìn),可極大縮短滲氮時(shí)間。

2.3 硬 度

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800~850HV,由表 面至心部硬度緩慢降低,心部基體硬度為250~ 270HV。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(dá)800~850HV; 在間歇式真空滲氮的真空階段,氮原子向內(nèi)部擴(kuò)散, 形成了厚度為110~130μm 的氮擴(kuò)散區(qū),氮擴(kuò)散區(qū) 的形成使得該區(qū)域的硬度維持在較高的數(shù)值。

2.4 耐磨性能

間歇式真空滲氮前后,TB8鈦合金的磨損質(zhì)量 損失分別為31.82,2.63mg。間歇式真空滲氮后 TB8鈦合金表層硬度高達(dá)800~850HV,同時(shí)形成 了氮擴(kuò)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(yàn)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250~270HV,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(kuò)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。

2.5 耐腐蝕性能

間歇式真空滲氮前后,TB8鈦合金的腐蝕速率 分別為13.394,0.087μm·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(xué)穩(wěn)定性, 同時(shí)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5~10μm,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。

3 結(jié) 論

(1)TB8鈦合金經(jīng)800℃間歇式真空滲氮6h 后,其表面滲氮層由厚度60~80μm氮化物層和厚度110~130μm 氮擴(kuò)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800~850HV,由表層至心部硬度緩慢降 低,心部硬度為250~270HV;在相同條件下,間歇 式真空滲氮處理合金的磨損質(zhì)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。

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(文章來源：材料與測試網(wǎng) > 期刊論文 > 機(jī)械工程材料 > 45卷 > 11期 (pp:43-46)）