钛合金c4表面纳米化及组织性能研究

钛合金c4表面纳米化及组织性能研究

钛合金是20世纪50年代发展起来的重要结构材料。钛及其合金具有良好的物理、化学和机械强度，尤其是较高的耐腐蚀性、比强度和良好的生物适应性。钛合金是航天航天航天航天开放领域（其中钛合金ti6al4v占50%），也是生物医学行业最受欢迎的材料。广泛用于其他领域。但这类材料因表面耐疲劳、硬度、耐磨损和微动磨损性能差的缺点使其应用受到限制。Lu等提出的金属材料表面自纳米化的新概念,即对材料表面采用大变形量,在材料的表面形成具有一定厚度的纳米结构层,而基体材料仍然保持原始的粗晶结构和化学成分,不仅可以大幅度提高块体材料的表面强度、耐磨性、抗疲劳性能等表面性能。卢柯研究组通过机械研磨处理纯铁、Inconel600、AISI304不锈钢等材料的表面纳米化结构,并且观察到纳米化表面具有更高的强度、更小的磨擦系数。表面自纳米化后所获得的优异性能都是以表层保持一定的组织结构热稳定性为基础,纳米晶中因存在大量的非平衡晶界和点阵畸变而处于热力学上的亚稳定态,随着温度的升高表层纳米结构有自发向稳定态转变的趋势,即会发生再结晶的现象,从而导致晶粒粗化,进而失去其优异的力学或理化性能。因此,研究纳米金属材料的热稳定性具有重要的实际意义[9,10,11,12,13,14]。本文以工业广泛应用的钛合金TC4材料为研究对象,利用超音速微粒轰击技术进行表面纳米化处理,并对纳米化后的试样在不同温度和时间下进行了退火处理,通过组织和性能表征,研究钛合金纳米化机理及其热稳定性。1主要参数和表面处理实验用60mm×60mm×4mm钛合金(TC4)板材,其化学成分(质量分数,%)为Al5.6~6.6,V3.5~4,Fe0.3,H0.015,N0.05,C0.07,O0.15,余量Ti。喷丸实验采用美国生产的1433/8558ProGRESSIVE(DT1480)数控喷丸机,主要参数为:空气压力0.18MPa,弹丸材质为ZG30,弹丸直径0.3mm,超音速短嘴,喷射角85°,喷丸强度0.25A,工作气压0.55MPa,覆盖率200%,喷射时间分别为5、15、30、60min。对经SFPB表面处理30min的试样进行200、250、300、350、400、450、500、550、600、650、700、750和800℃不同温度退火2h。利用XRD-7000S型X射线衍射(XRD)、JEM-3010高分辨透射电镜(TEM)、Tukon2100B显微/维氏硬度计以及CRY-2P差热分析仪等,对SFPB处理及退火处理后试样的表面晶粒尺寸、变形层深度和不同深度处的组织结构及硬度变化进行表征,研究TC4纳米化机理及其热稳定性。2结果与分析2.1显微硬度和变形组织的变化图1为TC4原始样品和经不同时间SFPB处理后样品表层X射线衍射谱,从衍射图可以看出,与未处理样品相比,经过SFPB处理后的样品X射线布拉格衍射明显宽化。而且对于不同时间SFPB处理后的样品,随着时间的延长,X射线衍射峰也在相应的变宽。根据Scherrer-wilson公式可计算得出经过5、15、30和60minSFPB处理后表层晶粒尺寸分别为19.84、16.56、15.56、14.20nm,可见随着处理时间的延长,晶粒尺寸在不断减小。图2为TC4未SFPB处理和经不同时间SFPB处理后样品表面及其沿变形层厚度方向显微硬度变化曲线。从图2(a)可知,喷丸处理后试样表面硬度显著提高,轰击5min时,样品表面硬度增幅较大,达到564HV0.02(TC4原始样品表面硬度约为340HV0.02),随时间的延长表面硬度继续提高,增加变缓慢,SFPB处理30min后样品的表面硬度趋于稳定约为628HV0.02,比原始硬度提高近1倍。由图2(b)可知,喷丸处理后样品的显微硬度从表面随深度的增加而逐渐降低,但随着时间的延长变形层深度不断增加,在同一深度处SFPB处理时间越长其硬度越高。SFPB处理30min的硬度曲线变化与60min接近,从试样表面至大约20μm的深度,硬度值明显下降;在20~100μm的深度,硬度呈梯度下降;在100~130μm的深度,硬度下降平缓并逐渐趋于原始样品的硬度,整个变形层的厚度为130~150μm。显微硬度沿深度方向逐渐减小是由于高速微粒撞击到样品表面时,样品的塑性变形只是发生在撞击点周围的局部区域,离撞击点越远,塑性变形越小,位错密度越低,从而造成试样显微硬度随深度的增加而呈现梯度型降低。图3为SFPB处理30min试样从表面沿不同深度处的透射电子显微组织。从图3(a)为距表面100μm处的微观组织,此处距表面较远,微粒喷丸的作用力较小,变形量较低,因而可观察到较多位错和少量的孪晶。在钛合金(TC4)退火态组织由α+β两相组成,其中α为hcp结构,β为bcc结构,这两种结构的变形方式有所不同,α相变形时通常孪生与滑移并存,β相主要以滑移方式变形,在变形量较小时,α相中一般只有少数位向有利的相中位错先滑移,后借助于位错塞积处的应力集中形成变形孪晶,孪晶的产生会导致晶体位向改变,引起应力集中从而激发次生孪晶或滑移以协调应变,因而观察到的孪晶数量较少。图3(b)为距表面60μm处的微观组织,此处变形量较大,孪晶数量不断增加并相互交割,形成具有高密度取向较小的针叶状结构,同时位错密度大大升高。随着变形量的增加,其交互作用也不断加强,通过这种交割作用使晶粒不断细化。但当晶粒细化到亚微米级时,使得变形孪晶形成困难,其塑性变形方式发生了根本性的转变,孪晶变形完全被拟制,并由位错滑移变形方式取代,因此在靠近强烈变形层30μm处已经观察不到孪晶形态,而是由位错形成的亚晶粒组成,见图3(c),此处的衍射花样已呈连续环状,表明晶粒的位向差开始增加。图3(d)为距表面10μm处(强烈变形层)的组织与衍射花样,已形成随机取向的尺寸约30nm的纳米晶结构。纳米晶的形成与变形过程中动态再结晶有关。在纳米化过程中,大量弹丸以高能、高速撞击材料表面,产生强烈的塑性变形,变形时高能弹丸所做的功90%消耗于滑移、孪生过程中并转化为热量,使材料表层撞击点附近微区内在撞击瞬时温度达到很高,约10%的功以存储能的形式存在于材料内部其中仅位错就占存储能的80%以上。随着变形度增加,位错密度不断升高,存储能也越高,则再结晶温度越低,很容易发生动态再结晶,致使在材料的表层形成均匀的具有随机取向的纳米等轴晶粒。2.3面晶粒尺寸大小及组织图4为表面纳米层的DTA曲线,由图可以看出自50℃开始,随着温度的升高热功率差值逐步增大,由于钛合金的α到β相的转变温度为930℃,所以这变化只能是晶粒长大和应力释放的表现。温度升高到759℃时存在一个明显的吸热峰,表明晶粒尺寸在此温度附近有一个突变。对SFPB处理30min经300、400、500、600、750和800℃退火2h处理后的试样借助X射线衍射测试其表面晶粒尺寸大小见表1。从表1可知,随着处理温度的升高,晶粒尺寸有所增加,但变化不大。即使温度为750℃时,晶粒尺寸仍处于纳米级。当温度升高到800℃时,晶粒尺寸明显长大,其尺寸大小已超过纳米级别。图5是TC4经SFPB处理30min在不同温度退火2h后的表面硬度,由图看出随着温度的升高,表面硬度下降很平缓,但当温度升高到800℃时,其硬度比750℃退火时明显下降,表明750℃到800℃发生了再结晶,导致晶粒突然长大,使表面硬度明显降低。图6为TC4经SFPB处理30min后样品在750和800℃退火2h处理后试样表面微观组织。由图6(a)组织和选区衍射花样可以看出,晶粒尺寸约为35nm,其衍射依然成环状,说明晶粒依旧保持在纳米级别,这和XRD测试结果也相符,说明表面纳米化过程中发生了动态再结晶从而形成了较稳定的纳米晶粒。由图6(b)看出,经过800℃加热退火后,试样表层的晶粒已经发生明显的长大,其尺寸大小在1μm以上,而且衍射环已基本消失,说明晶粒显著长大,这和DTA测试结果正好符合(DTA曲线在759℃有一个明显的吸热峰)。由以上分析可知,TC4经SFPB纳米化处理后,加热到750℃处理后其组织结构还保持在纳米级别,因而,具有很好的热稳定性,这将为实现表面结构选择性化学反应提供有利的条件。3tf4在sfpb处理的研究1)TC4钛合金随着SFPB处理时间延长,变形层厚度增加,表面晶粒尺寸逐渐减小,30min后晶粒尺寸趋于稳定,变形层厚度约为130μm,表面纳米层厚度约10μm,表层晶粒平均尺寸约15nm。表面硬度由原始的340HV提高到了628HV,提高近1倍;2)TC4在SFPB处理时的变形机制:在变形量较小时,首先发生位错滑移变形,随着变形量的增大,位错密度增加,产生应力集中诱发变形孪晶形成,变形孪晶随着变形量的不断增加,孪晶数量不断增加并相互交割,形成具有高密度取向较小的