表面復(fù)合強(qiáng)化處理后Ti17鈦合金的顯微組織和耐磨性能

王少鵬，喬生儒，張程煜

(1.西北有色金屬研究院腐蝕與防護(hù)研究所， 西安 710016；

2.西北工業(yè)大學(xué)超高溫結(jié)構(gòu)復(fù)合材料實(shí)驗(yàn)室， 西安 710072)

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表面復(fù)合強(qiáng)化處理后Ti17鈦合金的顯微組織和耐磨性能

王少鵬1，喬生儒2，張程煜2

(1.西北有色金屬研究院腐蝕與防護(hù)研究所， 西安 710016；

2.西北工業(yè)大學(xué)超高溫結(jié)構(gòu)復(fù)合材料實(shí)驗(yàn)室， 西安 710072)

摘要：分別以硅青銅和YG-8合金為電極進(jìn)行瞬態(tài)電能表面強(qiáng)化結(jié)合離子束增強(qiáng)沉積硅青銅對(duì)Ti17鈦合金進(jìn)行表面復(fù)合強(qiáng)化，研究了電極材料對(duì)其組織和耐磨性能的影響。結(jié)果表明：Ti17鈦合金表面復(fù)合強(qiáng)化層由瞬態(tài)電能強(qiáng)化層和銅沉積層組成，銅沉積層組織致密，無(wú)氣孔、微裂紋等缺陷，與瞬態(tài)電能強(qiáng)化層結(jié)合良好；以硅青銅為電極強(qiáng)化處理后的鈦合金表面復(fù)合強(qiáng)化層厚約6 μm，強(qiáng)化層及界面處無(wú)微孔、裂紋等缺陷，表面硬度為517 HV，耐磨性能較未強(qiáng)化的提高了20倍；以YG-8合金為電極處理后的鈦合金表面復(fù)合強(qiáng)化層厚約15 μm，在其瞬態(tài)電能強(qiáng)化層中存在少量的微孔和微裂紋，表面硬度為537 HV，耐磨性能較未強(qiáng)化的提高了30倍；復(fù)合強(qiáng)化后Ti17鈦合金的摩擦因數(shù)比未強(qiáng)化的略有下降。

關(guān)鍵詞：復(fù)合強(qiáng)化層；耐磨性；瞬態(tài)電能；離子束增強(qiáng)沉積

0引言

鈦合金具有密度小、比強(qiáng)度高、耐腐蝕性能優(yōu)異及疲勞強(qiáng)度相對(duì)較高等一系列優(yōu)點(diǎn)，是航空、航天、航海、化工等領(lǐng)域使用的重要材料之一[1-2]。但鈦合金的硬度低、耐磨性差，當(dāng)制造成有接觸摩擦工況的零部件時(shí)，如傳動(dòng)軸、軸承、滑軌等零部件，在運(yùn)行過(guò)程中易磨損失效[3-4]。通過(guò)適當(dāng)?shù)谋砻嫣幚砜梢杂行岣哜伜辖鸬哪湍バ阅埽壳皯?yīng)用于鋼鐵的表面強(qiáng)化技術(shù)基本都可以應(yīng)用于鈦合金[4-7]，包括化學(xué)熱處理、電鍍、物理氣相沉積(PVD)[4-6]、熱噴涂[8]等?；瘜W(xué)熱處理可通過(guò)在鈦合金表面滲碳、滲氮處理形成TiC、TiN等表面硬化層，改善其耐磨性，但同時(shí)需要進(jìn)行整體加熱并長(zhǎng)時(shí)間保溫，會(huì)影響基體材料的顯微組織，進(jìn)而影響其力學(xué)性能；而電鍍由于對(duì)環(huán)境污染較大，目前已逐漸被其它工藝所取代；近幾年研究較多的PVD法可在鈦合金表面制備二元或多元氮化物層，可改善其表面耐磨性，但涂層較薄，繞鍍性較差，并且PVD法需要真空系統(tǒng)及蒸發(fā)源，設(shè)備相對(duì)復(fù)雜；熱噴涂技術(shù)可在鈦合金表面制備厚度較大(幾百微米以上)的碳化物、氧化物陶瓷耐磨層，但與基體的結(jié)合強(qiáng)度較低，涂層易剝落，并且熱噴涂技術(shù)由于受噴槍尺寸限制，在處理內(nèi)表面時(shí)難度較大。

瞬態(tài)電能表面強(qiáng)化是利用工作電極和工件之間脈沖放電在瞬間產(chǎn)生的高溫，快速地熔化電極材料和被強(qiáng)化工件表面的微小區(qū)域，并且形成熔池通過(guò)電極材料使工件材料合金化，達(dá)到工件表面強(qiáng)化的目的[8-9]。該技術(shù)屬于高能密度加熱，處理時(shí)對(duì)工件心部的組織和性能幾乎無(wú)影響，不會(huì)引起零件變形，而且設(shè)備簡(jiǎn)單、成本低、易操作，形成的強(qiáng)化層與基體之間是冶金結(jié)合。但是，由于瞬態(tài)電能表面強(qiáng)化過(guò)程的不連續(xù)性，其形成的表面強(qiáng)化層也不連續(xù)，表面較粗糙，摩擦因數(shù)較大[10-11]，目前只在工況較簡(jiǎn)單的一些軸類零件上有一些應(yīng)用。離子束增強(qiáng)沉積(IBED)是在濺射沉積膜層的同時(shí)借助另一離子束轟擊沉積膜層以提高其與基體結(jié)合強(qiáng)度的一種表面處理方法[12-13]，如將這兩種方法結(jié)合，先利用瞬態(tài)電能表面強(qiáng)化技術(shù)在工件表面形成耐磨強(qiáng)化層，然后再在其表面通過(guò)離子束增強(qiáng)沉積減摩涂層，可在提高表面硬度和耐磨性的同時(shí)，減小摩擦因數(shù)。

為此，作者分別以硅青銅和YG-8合金為電極材料進(jìn)行了瞬態(tài)電能強(qiáng)化并結(jié)合離子束增強(qiáng)沉積硅青銅在Ti17鈦合金表面制備了復(fù)合強(qiáng)化層，研究了其顯微組織和耐磨性能。

1試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1　試樣制備

試驗(yàn)用基材為自制的退火態(tài)Ti17鈦合金棒，名義成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為Ti-5.2Al-2.4Sn-2.1Zr-4.1Mo-4.2Cr，硬度為350 HV；電極材料分別為YG-8硬質(zhì)合金和硅青銅，YG-8硬質(zhì)合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為92%WC，8%Co;硅青銅的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為2.7%～3.5%Si，1.0%～1.5%Mn，0.5%Zn，0.3%Fe，0.25%Sn，余Cu。選擇YG-8硬質(zhì)合金作為電極是希望通過(guò)瞬態(tài)電能表面強(qiáng)化，在鈦合金表面引入WC硬質(zhì)點(diǎn)，以改善其耐磨性；選擇硅青銅作為電極則是希望通過(guò)銅、硅與鈦反應(yīng)生成金屬間化合物來(lái)提高耐磨性，同時(shí)也希望在強(qiáng)化過(guò)程中熔化但未參與反應(yīng)的硅青銅能夠起到減摩作用。

Ti17鈦合金經(jīng)丙酮超聲波清洗后，在氬氣保護(hù)下采用SQ-2型瞬態(tài)電能表面強(qiáng)化設(shè)備進(jìn)行表面強(qiáng)化，電極尺寸為φ6 mm×80 mm，強(qiáng)化工藝參數(shù)在前期研究[13]的基礎(chǔ)上確定，具體為電極移動(dòng)線速度為100 mm·min-1,電容1 500 μF,電壓30 V；隨后，用SP-0810AS型多功能真空鍍膜機(jī)在瞬態(tài)電能表面強(qiáng)化后的鈦合金上進(jìn)行離子束增強(qiáng)沉積硅青銅，氬氣保護(hù),壓力為2.2×10-2Pa,靶電流70 A,基體偏壓-400 V,增強(qiáng)離子源電壓400 V,沉積時(shí)間90 min。根據(jù)瞬態(tài)電能強(qiáng)化時(shí)電極材料的不同，將復(fù)合強(qiáng)化后的試樣分別表示為1#試樣(硅青銅電極)和2#試樣(YG-8硬質(zhì)合金電極)。

1.2　試驗(yàn)方法

將復(fù)合強(qiáng)化處理后的鈦合金加工成10 mm×8 mm×2 mm的金相試樣，用HITACHI S-4700型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察其表面和截面形貌，觀察截面形貌前用HF、HNO3、H2O體積比為3∶6∶100的混合液腐蝕試樣；用Panalytical X′Pert型X射線衍射儀(XRD)對(duì)復(fù)合強(qiáng)化處理后的試樣表面進(jìn)行物相分析，銅靶,Kα射線,起始角20°,終止角80°,步長(zhǎng)0.033°,管壓35 kV,管流40 mA；采用HX-1000型顯微硬度計(jì)測(cè)試樣橫截面硬度分布，載荷0.98 N，加載時(shí)間15 s；用MFT-4000型材料表面性能綜合測(cè)試儀分別測(cè)量瞬態(tài)電能強(qiáng)化層和復(fù)合強(qiáng)化層的表面粗糙度；采用MS-T3000型球盤磨損試驗(yàn)機(jī)測(cè)試表面強(qiáng)化前后鈦合金的摩擦性能，試樣尺寸為φ30 mm×8 mm，試驗(yàn)配副為直徑4.75 mm的GCr15鋼球(硬度62 HRC)，載荷4.9 N，盤轉(zhuǎn)速110 r·min-1，磨痕軌跡直徑21.5 mm，測(cè)試時(shí)間30 min，摩擦試驗(yàn)完成后用下式計(jì)算試樣的磨損體積。

(1)

式中：Vw為試樣磨損體積,mm3;t為磨痕深度，mm;b為磨痕寬度，mm;r為磨痕軌道半徑，mm。

2試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1　表面及截面形貌

由圖1可見(jiàn)，1#和2#試樣表面均具有典型的瞬態(tài)電能強(qiáng)化層的特征，其表面呈“橘皮”狀，且較粗糙。在瞬態(tài)電能表面強(qiáng)化時(shí)，電極和基體間的脈沖放電可在瞬時(shí)將放電微區(qū)加熱到5 000～10 000 ℃[10]，使電極和基體材料熔化并發(fā)生復(fù)雜的物理化學(xué)反應(yīng)；這種瞬間的能量爆發(fā)使熔化的微區(qū)產(chǎn)生飛濺，使得冷卻后形成的強(qiáng)化點(diǎn)表面粗糙。硅青銅電極瞬態(tài)電能強(qiáng)化后形成的瞬態(tài)電能強(qiáng)化層表面粗糙度為25.6 μm，隨后沉積硅青銅形成的復(fù)合強(qiáng)化層表面粗糙度為17.8 μm；YG-8硬質(zhì)合金電極瞬態(tài)電能強(qiáng)化層的表面粗糙度為24.1 μm，復(fù)合強(qiáng)化后的表面粗糙度為18.6 μm?？梢?jiàn)，瞬態(tài)電能強(qiáng)化后鈦合金的表面粗糙度較高，離子束增強(qiáng)沉積硅青銅后的略有降低，但相對(duì)實(shí)際工件的仍較高，因此使用前需對(duì)表面進(jìn)行磨光或拋光。

圖1　不同復(fù)合強(qiáng)化后試樣的表面形貌Fig.1　Surface morphology of the specimens after different composite strengthening: (a) specimen 1# and (b) specimen 2#

由圖2可見(jiàn)，1#試樣表面復(fù)合強(qiáng)化層的厚度約6 μm，強(qiáng)化層與基體間的過(guò)渡良好，在基體中存在熱影響區(qū)，強(qiáng)化層及界面處無(wú)微孔、裂紋等缺陷；2#試樣表面復(fù)合強(qiáng)化層的厚度約15 μm，強(qiáng)化層和基體之間存在明顯的界面，過(guò)渡相對(duì)較差，在瞬態(tài)電能強(qiáng)化層中還存在少量的微孔和微裂紋。這是因?yàn)?#試樣瞬態(tài)電能強(qiáng)化時(shí)采用了YG-8硬質(zhì)合金電極，其主要成分為脆性較大的WC，在強(qiáng)化過(guò)程中由于瞬間放電產(chǎn)生的高溫和瞬時(shí)冷卻產(chǎn)生的熱應(yīng)力不能及時(shí)釋放，導(dǎo)致脆性的WC開(kāi)裂形成微孔和微裂紋。兩種試樣的復(fù)合強(qiáng)化層表層均為1～2 μm厚的硅青銅膜層，其結(jié)構(gòu)致密，無(wú)氣孔、微裂紋等缺陷，與瞬態(tài)電能強(qiáng)化層結(jié)合良好。

圖2　不同復(fù)合強(qiáng)化后試樣的截面形貌Fig.2　Cross-section morphology of the specimens after different composite strengthening: (a) specimen 1# and (b) specimen 2#

2.2　復(fù)合強(qiáng)化層的相結(jié)構(gòu)

從圖3可以看出，兩種復(fù)合強(qiáng)化層均以銅的衍射峰為主，無(wú)硅或硅青銅中其它成分的衍射峰，說(shuō)明在采用離子束增強(qiáng)沉積硅青銅時(shí)，只有銅元素被濺射沉積到瞬態(tài)電能強(qiáng)化層的表面，復(fù)合強(qiáng)化層實(shí)際是由瞬態(tài)電能強(qiáng)化層和沉積的銅膜組成。此外，在2#試樣表面復(fù)合強(qiáng)化層中還存在強(qiáng)度很弱的TiW衍射峰，這種化合物是瞬態(tài)電能表面強(qiáng)化時(shí)電極材料和基體材料反應(yīng)的產(chǎn)物，由于離子束增強(qiáng)沉積層在有些區(qū)域非常薄，因此XRD譜中有組成瞬態(tài)電能強(qiáng)化層的化合物的衍射峰。

圖3　不同復(fù)合強(qiáng)化后試樣表面強(qiáng)化層的XRD譜Fig.3　XRD spectra of the strengthening coating on the specimensafter different composite strengthening

2.3　硬度分布

由圖4可以看出，1#和2#試樣截面上的硬度沿深度都呈良好的梯度分布；表面硬度分別為517 HV和537 HV，相比Ti17鈦合金基體(350 HV)的均有明顯增加。由于復(fù)合強(qiáng)化層中的離子束增強(qiáng)硅青銅層只有1～2 μm厚，因此試樣表面的硬度實(shí)際上反映的還是瞬態(tài)電能強(qiáng)化層的硬度，相對(duì)于單一瞬態(tài)電能強(qiáng)化層其硬度有所下降[14]，這是因?yàn)樵陔x子束增強(qiáng)沉積硅青銅時(shí)，能量粒子的轟擊使強(qiáng)化層的表面溫度升高(250～300 ℃)，且沉積時(shí)間較長(zhǎng)，相當(dāng)于對(duì)瞬態(tài)電能強(qiáng)化層進(jìn)行了一次退火處理，導(dǎo)致硬度下降。另外，從圖4還可以看出，在深度超過(guò)20 μm后，強(qiáng)化處理后試樣的硬度仍比Ti17鈦合金的高，而強(qiáng)化層的厚度最高只有15 μm，說(shuō)明強(qiáng)化過(guò)程對(duì)基體的硬度也有一定的影響。

圖4　不同復(fù)合強(qiáng)化試樣的硬度與深度的關(guān)系Fig.4　Relationship between microhardness and depth of thespecimens after different composite strengthening

2.4　耐磨性能

復(fù)合強(qiáng)化后試樣的表面比較粗糙，既有脈沖放電形成的微凸峰，也有放電形成的凹坑；而硅青銅沉積層硬度較低、厚度較薄，很難抵抗長(zhǎng)時(shí)間的磨損，因此在磨損試驗(yàn)前需對(duì)試樣進(jìn)行拋光處理。拋光處理一方面可拋掉復(fù)合強(qiáng)化層微凸峰上沉積的硅青銅層，使硬度較高的瞬態(tài)電能強(qiáng)化層部分裸露到表面起到抗磨作用，部分沉積在微凹坑上的銅層則起到減磨作用[15-16]；另一方面，可降低復(fù)合強(qiáng)化層的表面粗糙度。

在30 min的磨損時(shí)間內(nèi)，1#，2#試樣和Ti17鈦合金試樣的磨損體積分別是0.17，0.11，3.29 mm3；2#試樣的磨損體積最小，約為Ti17鈦合金的1/30；1#試樣的耐磨性相對(duì)較差，磨損體積約為Ti17鈦合金的1/20。

由圖5可知，兩種復(fù)合強(qiáng)化層的摩擦因數(shù)隨磨損時(shí)間的延長(zhǎng)均呈現(xiàn)逐漸增大的趨勢(shì)；在開(kāi)始磨損的約10 min內(nèi)1#試樣表面的摩擦因數(shù)隨磨損時(shí)間的延長(zhǎng)而增加，磨損10 min后，摩擦因數(shù)保持在0.45左右，基本不再變化；2#試樣表面的摩擦因數(shù)隨磨損時(shí)間的延長(zhǎng)一直增大，在磨損時(shí)間達(dá)到30 min時(shí)，摩擦因數(shù)大約為0.5；強(qiáng)化處理后鈦合金表面的摩擦因數(shù)與未強(qiáng)化基體相比均有所減小，但減小的幅度不大。

圖5　復(fù)合強(qiáng)化前后試樣的磨擦因數(shù)隨磨損時(shí)間的變化曲線Fig.5　Friction coefficient vs wear time curves of the specimensbefore and after composite strengthening

從圖6中可以看出，未強(qiáng)化處理的Ti17鈦合金表面磨痕寬度和深度明顯大于強(qiáng)化后試樣的，且磨損表面有較深的“犁溝”和明顯的脫落和粘著痕跡，其磨損方式主要是磨粒磨損和粘著磨損；2#試樣的磨損表面只有輕微的磨痕，而1#試樣的表面磨痕相對(duì)明顯一些，強(qiáng)化后試樣的磨損表面均有磨粒存在，但數(shù)量較少，磨損方式主要是磨粒磨損，是由球配副表面的尖峰以及磨損過(guò)程中瞬態(tài)電能強(qiáng)化層產(chǎn)生的磨屑[17-18]而造成的。2#試樣因表面硬度較高，抗磨粒磨損的能力較高，所以耐磨性較好；1#試樣表面硬度較低，其耐磨性也相對(duì)較低。

圖6　復(fù)合強(qiáng)化前后試樣的磨損表面形貌Fig.6　Wear surface morphology of the specimens before and after composite strengthening:(a) 1# specimen; (b) 2# specimen and (c) Ti17 titanium alloy before strengthening

3結(jié)論

(1) 分別以硅青銅和YG-8硬質(zhì)合金為電極進(jìn)行瞬態(tài)電能表面強(qiáng)化結(jié)合離子束增強(qiáng)沉積硅青銅處理后，Ti17鈦合金表面復(fù)合強(qiáng)化層由瞬態(tài)電能強(qiáng)化層和銅沉積層組成；以硅青銅為電極的復(fù)合強(qiáng)化層厚度約6 μm，與基體間的過(guò)渡良好，強(qiáng)化層及界面處無(wú)微孔、裂紋等缺陷；以YG-8硬質(zhì)合金為電極的復(fù)合強(qiáng)化層厚度約15 μm，強(qiáng)化層和基體之間存在明顯的界面層，過(guò)渡相對(duì)較差，在瞬態(tài)電能強(qiáng)化層中還存在少量的微孔和微裂紋；銅沉積層組織致密，無(wú)氣孔、微裂紋等缺陷，與瞬態(tài)電能強(qiáng)化層結(jié)合良好。

(2) 以硅青銅為電極復(fù)合強(qiáng)化處理后Ti17鈦合金的表面硬度為517 HV，耐磨性能比未強(qiáng)化鈦合金的提高了30倍；以YG-8硬質(zhì)合金為電極復(fù)合強(qiáng)化后的表面硬度為537 HV，耐磨性能比未強(qiáng)化的提高了20倍。

(3) 表面復(fù)合強(qiáng)化處理后Ti17鈦合金表面的摩擦因數(shù)比未強(qiáng)化的均略有下降。

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Microstructure and Wear Resistance of Ti17 Titanium Alloy after

Surface Treatment with Composite Strengthening Process

WANG Shao-peng1, QIAO Sheng-ru2, ZHANG Cheng-yu2

(1.Corrosion and Protection Center, Northwest Institute for Nonferrous Metal Research, Xi′an 710016, China;

2.Ultra-High-Temperature Structural Composites Laboratory of Northwestern Polytechnical University, Xi′an 710072, China)

Abstract:The surface of Ti17 titanium alloy was composite strengthened by the electrical discharge surface hardening with silicone bronze and YG-8 alloy as electrode material respectively and consequent ion beam enhanced deposition with silicone bronze, and the effects of different electrode materials on the microstructure and wear resistance were investigated. The results show that the composite strengthening coating on the Ti17 titanium alloy was composed of the electrical discharge strengthening layer and bronze deposition layer. The bronze deposition layer had a compact microstructure without defects such as pores and micro-cracks and bonded well with the electrical discharge strengthening layer. The thickness of the composite strengthening coating formed with the electrode made of silicone bronze was 6 μm, and the surface hardness of the surface strengthened titanium alloy was 517 HV, and then the wear resistance was 20 times larger than that of Ti17 titanium alloy without strengthening; the thickness of the composite strengthening coating with YG-8 alloy as electrode material was 15 μm, the surface hardness was 537 HV，and the wear resistance was 30 times larger than that of the alloy without strengthening. The friction coefficient of the Ti17 titanium alloy after composite strengthening was slightly reduced compared with that before strengthening.

Key words:composite strengthening coating; wear resistance; electrical discharge; ion beam enhanced deposition

作者簡(jiǎn)介：王宇飛(1977-)，男，河南開(kāi)封人，實(shí)驗(yàn)師，碩士。

基金項(xiàng)目：河南省科技創(chuàng)新杰出人才支持計(jì)劃項(xiàng)目(144200510009)

收稿日期:2014-09-23；

修訂日期:2015-10-15

DOI:10.11973/jxgccl201512006

中圖分類號(hào)：TG146.2

文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A

文章編號(hào)：1000-3738(2015)12-0017-05