TB8钛合金表面间歇式真空渗氮层的组织与性能

2021-12-09冯勇，杨闯，严丽

机械工程材料 2021年11期

冯勇，杨闯，严丽

(1.贵州师范大学材料与建筑工程学院，贵阳 550025; 2.中国航发贵州黎阳航空动力有限公司，贵阳 550014)

0 引言

随着我国航天航空事业的快速发展，对飞行器紧固件、弹力组件及主要承力构件的比强度、耐腐蚀性能、抗氧化性、加工成型性等要求越来越高。为满足航天航空事业对钛合金应用的需要，我国自行研制了一种新型TB8亚稳定β型钛合金，由于该合金中含有较多的钼元素，其抗氧化性和耐腐蚀性能得到提高，该合金经过固溶及时效处理后可得到很高的抗高温强度，属于超高强度钛合金[1-4]。同时，TB8钛合金还具有优良的焊接性、冷加工成形性、淬透性及抗蠕变性等优点，用于制造有较高温度要求的飞机结构件、发动机结构件和紧固件等，对提高推重比、减轻飞机质量和节约燃料等都具有重要的意义[5-6]。但是，与其他钛合金相同，TB8钛合金也存在表面硬度低、耐磨性差等缺点，使其在实际应用中受到极大限制[7]。渗氮是提高钛合金表面硬度的最有效方法之一，钛合金表面渗氮的方法主要有激光渗氮、离子渗氮和气体渗氮。激光渗氮极易产生裂纹；离子渗氮不适用于形状复杂的零件，且工艺复杂；普通的气体渗氮时间较长，形成的渗氮层较薄[8-10]。作者所在课题组前期研究表明，钛合金在真空下渗氮能产生较多的活性氮原子，具有较高的氮势，且渗氮均匀[11-12]。在此基础上，作者对TB8钛合金进行间歇式真空渗氮处理，研究了渗氮后钛合金表面的组织和性能，为TB8钛合金的表面强化提供理论参考。

1 试样制备与试验方法

试验材料为退火态TB8钛合金棒，尺寸为φ15 mm×60 mm，其α+β相转变为β相的相变温度为799 ℃，化学成分(质量分数/%)为15.31Mo,3.22Al,2.85Nb,0.16Si,0.03Fe,余Ti。将试样磨制、抛光，用无水乙醇清洗后，置于自制的SLG1100型真空管式炉中，先将炉内抽真空至真空度小于1×10-3Pa，然后升温到800 ℃，再关闭真空泵并通入0.001～0.015 MPa的高纯氮气，渗氮30 min后，打开真空泵抽真空30 min，再通气渗氮，如此反复进行间歇式通气渗氮和抽真空，总时间为6 h，然后炉冷至室温。

采用X PERT PRO 型X射线衍射仪(XRD)分析合金表面的物相组成，采用铜靶，Kα射线，管电压为40 kV，管电流为20 mA，扫描速度为6 (°)·min-1，扫描范围2θ为0°～85°。试样经打磨、抛光，用由体积比为1…2…17的HF、HNO3、H2O组成的混合溶液腐蚀后，用ICX41M型倒置光学显微镜观察截面显微组织。用SCHV-V2.0型全自动显微硬度计测试截面硬度，载荷为0.98 N，加载时间为15 s，从距表面10 μm向心部测量，测试间隔为20 μm。在MM-U10A型端面磨损试验机上进行干摩擦磨损试验，载荷为200 N，转速为 200 r·min-1，时间为30 min，对磨盘材料为Gr15钢，尺寸为φ40 mm × 10 mm，硬度为63～65 HRC；磨损试验结束后，经无水乙醇清洗，用精度为0.1 mg的电子天平称取磨损前后试样的质量，计算质量损失，并采用光学显微镜观察磨损形貌。在室温下将试样放入体积比为1…4…15的HF、HNO3、H2O组成的混合溶液中进行加速腐蚀，腐蚀时间为10 min，经无水乙醇清洗，用精度为0.1 mg的电子天平称取腐蚀前后试样的质量，取3个试样计算腐蚀速率，并采用光学显微镜观察腐蚀形貌。腐蚀速率的计算公式为

(1)

式中：Δm为试样的质量损失，g；ρ为钛合金的密度，g·cm-3；A为试样的面积，cm2；t为腐蚀时间，min；v为腐蚀速率，μm·min-1。

2 试验结果与讨论

2.1 物相组成

由图1可知：渗氮前TB8钛合金的物相主要为α-Ti，而经过间歇式真空渗氮后，表面渗氮层主要由TiN、TiN0.3、Ti2AlN及α-Ti相组成。根据价键理论，Al-N的共价键长约为180.1 pm，Ti-N的键长约为197.5 pm，TiN的稳定性比AlN高[13]。在间歇真空渗氮过程中，氮优先与钛结合并在表面形成大量的TiN，因为TiN的大量形成使钛大量消耗，造成氮化物层与基体界面钛含量大量减少，进而出现贫钛区，使得该处铝含量增加，当铝含量达到一定值后，便会形成钛铝金属间化合物，并与氮进一步反应形成Ti2AlN[14]。

图1 间歇式真空渗氮前后TB8钛合金的XRD谱Fig.1 XRD pattern of TB8 titanium alloy before and afterintermittent vacuum nitriding

2.2 截面组织

由图2可知，TB8钛合金经过间歇式真空渗氮后，其渗氮层由厚度60～80 μm氮化物层和厚度110～130 μm氮扩散区组成，基体组织为单一β相。钛是强氮化物形成元素，与氮元素具有很强的亲和力，渗氮后钛合金表面迅速形成钛的氮化物，钛的氮化物稳定性很强，使得氮难以进一步向内部扩散[15]。通过间歇式循环抽真空和通气渗氮，一方面，炉内气体被强制流动，有利于提高表面活性，从而提高后续氮原子的吸附力，另一方面，氮气不断充入炉内可增加活性氮原子的数量。两个过程相互促进，可极大缩短渗氮时间。

图2 间歇式真空渗氮后TB8钛合金的截面组织Fig.2 Section microstructure of TB8 titanium alloy afterintermittent vacuum nitriding

2.3 硬度

由图3可知：经间歇式真空渗氮处理后，TB8钛合金的硬度沿层深的分布是先保持稳定后逐渐降低，说明经间歇式真空渗氮后钛合金表面形成了一定深度的硬化层；表层硬度为800～850 HV，由表面至心部硬度缓慢降低，心部基体硬度为250～270 HV。TB8钛合金经间歇式真空渗氮后，晶格发生畸变，且钛的氮化物TiN、Ti2AlN及TiN0.3具有很高的硬度，因此表面硬度高达800～850 HV；在间歇式真空渗氮的真空阶段，氮原子向内部扩散，形成了厚度为110～130 μm的氮扩散区，氮扩散区的形成使得该区域的硬度维持在较高的数值。

图3 间歇式真空渗氮后TB8钛合金的截面硬度分布Fig.3 Section hardness distribution of TB8 titanium alloy afterintermittent vacuum nitriding

2.4 耐磨性能

间歇式真空渗氮前后，TB8钛合金的磨损质量损失分别为31.82，2.63 mg。间歇式真空渗氮后TB8钛合金表层硬度高达800～850 HV，同时形成了氮扩散区，因此钛合金表现出较优异的耐磨性能。由图4可知，磨损试验后未渗氮合金表面存在大量宽且深的犁沟，而且在局部区域能观察到撕裂现象，而间歇式真空渗氮后TB8钛合金表面未形成明显犁沟。未渗氮合金硬度仅为250～270 HV，易与摩擦副发生磨粒磨损而在合金表面形成犁沟；钛合金活性较高，在摩擦磨损过程中，易与摩擦副产生黏着磨损而出现局部撕裂现象。TB8钛合金经过间歇式真空渗氮后，其表面形成了高硬度的氮化物层和较厚的氮扩散区，在摩擦磨损过程中表面只形成了浅而窄的磨痕，表面渗氮层基本完整，耐磨性得到极大提高。

图4 间歇式真空渗氮前后TB8钛合金的磨痕形貌Fig.4 Wear morphology of TB8 titanium alloy before (a)and after (b) intermittent vacuum nitriding

2.5 耐腐蚀性能

间歇式真空渗氮前后，TB8钛合金的腐蚀速率分别为13.394，0.087 μm·min-1，在相同的条件下，间歇式真空渗氮合金的腐蚀速率仅为未渗氮合金的1/153，这是由于间歇式真空渗氮后TB8钛合金表面形成的渗氮层硬度高，且具有良好的化学稳定性，同时TB8钛合金含有较多钼元素，可以提高合金在HF和HNO3混合溶液中的耐腐蚀性能[16]。

由图5可知，未渗氮TB8钛合金表面出现大量不均匀的腐蚀坑，腐蚀坑的直径为5～10 μm，而经间歇式真空渗氮后，表面未见明显腐蚀坑，渗氮层基本保持完整。由此可知，间歇式真空渗氮后TB8钛合金表面耐腐蚀性能得到明显提高。