顯微組織對Ti-15-3合金噴丸處理效果的影響

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(西安建筑科技大學冶金工程學院，西安 710055)

0 引 言

Ti-15-3(Ti-15V-3Cr-3Al-3Sn)合金是由美國空軍開發的具有良好冷成形性能和熱處理性能的亞穩β鈦合金，廣泛用于制造航空領域中的鉚釘、螺母緊固夾子、托架、彈簧、滅火器罐、環境控制系統管道、阻力傘梁等部件[1-3]。為了進一步提高Ti-15-3合金的力學性能以滿足不同場合的需要，國內外學者對時效溫度、保溫時間、加熱速率、冷卻速率等對合金組織和性能的影響進行了大量研究[4-8]，并在單步時效工藝的基礎上，發展了多步時效[9-11]、冷軋+時效[5, 12]等工藝。除了熱處理、軋制等工藝外，噴丸處理也是對金屬進行微觀結構調控和性能優化的重要手段，該技術利用高速運動的彈丸流對金屬表面進行沖擊，使表面產生循環塑性應變層、顯微組織發生有利變化并在表層引入殘余壓應力場。研究表明：50CrVA鋼經熱處理后得到的馬氏體-貝氏體復合組織與常規組織相比，在噴丸處理后可獲得更高的表面殘余壓應力[13];不同熱處理狀態的40SiMnCrNiMoV、60Si2Mn和60Mn鋼經噴丸處理后具有不同的表面加工硬化指數和表面屈服強度改善效果[14]。由噴丸強化機理可知，噴丸過程中材料的循環應變硬化與軟化行為主要取決于材料的初始組織狀態[15]。綜上可知，顯微組織對噴丸處理效果具有顯著的影響，而關于Ti-15-3合金噴丸處理的研究鮮有報道。

為此，作者先對Ti-15-3合金進行不同工藝的熱處理以得到不同顯微組織，然后再進行噴丸處理，研究噴丸處理后合金顯微組織、殘余應力、硬度、表面粗糙度等的演化規律，為Ti-15-3合金的性能優化提供試驗依據。

1 試樣制備與試驗方法

試驗用Ti-15-3合金為固溶態板材，厚度1.2 mm，其化學成分如表1所示。

表1 Ti-15-3合金的化學成分(質量分數)Tab.1 Chemical composition of Ti-15-3 alloy (mass) %

圖1 不同熱處理后試樣的顯微組織Fig.1 Microstructures of samples after different heat treatments: (a) quenching; (b) furnace cooling; (c) aging at 500 ℃ and (d) aging at 540 ℃

Ti-15-3合金板經切割、清洗后，放入通有高純氬氣的SX2-8-10型電阻爐中，800 ℃保溫20 min，然后分別水冷淬火和隨爐冷卻(爐冷)。對淬火試樣分別進行500，540 ℃保溫8 h時效處理，隨爐冷卻。對不同工藝處理的試樣進行相同工藝的噴丸處理，噴丸強度為0.20 A，彈丸為直徑0.3 mm的調質高碳鋼絲切丸，覆蓋率為200%。

試樣經線切割、鑲嵌、打磨、拋光后，用體積比為1∶3∶30的氫氟酸、濃硝酸、蒸餾水混合溶液腐蝕，在GX 51型光學顯微鏡上觀察顯微組織，其中噴丸試樣的觀測面為與噴丸面垂直的橫截面。采用BRUKER D8 ADVANCE型X射線衍射儀(XRD)進行物相分析，采用銅靶，Kα1射線，掃描范圍30°～100°，步長0.02°，每步0.1 s。采用BRUKER D8 ADVANCE 型X射線衍射儀，利用sin2Ψ方法測噴丸試樣表層的殘余應力，衍射晶面為β相(321)晶面，其理論2θ為121.308°。采用401MVD型半自動顯微維氏硬度計測噴丸試樣橫截面的顯微硬度，載荷為4.9 N，保載時間為15 s。利用TR110型粗糙度儀測試樣的表面粗糙度，每個試樣表面至少測3個點取平均值。

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織

由圖1可見：經淬火處理后，試樣組織由近似等軸的亞穩β相組成，這是由于Ti-15-3合金的相變點在740～760 ℃之間， 1.2 mm厚試樣在800 ℃保溫20 min可完全轉變為β相；爐冷后，試樣中β相的晶界和晶內都有大量α相析出，但β相的晶界仍清晰可見；淬火態試樣經500 ℃時效處理后，α相在原始β相晶內充分析出，經540 ℃時效處理后，顯微組織更加粗大，這是由于溫度的升高導致次生α相長大的驅動力增加。

在噴丸處理過程中，大量彈丸快速沖擊試樣表面，使試樣表層產生劇烈塑性變形。由圖2可知：經噴丸處理后，淬火態試樣在距其表層約200 μm處形成了大量孿晶，孿晶分布具有一定的傾向性，集中分布在部分晶粒內部，且一些晶粒內部的孿晶相互交割，同時由于劇烈塑性變形，表層區域的β相晶粒破碎，晶界已難以分辨；經噴丸處理后，爐冷態試樣組織中未發現孿晶，這是由于α析出相的存在導致塑性變形時孿生不易開動，但距表層約100 μm處的晶粒形貌明顯不同于基體的；經時效處理后，由于大量α相的強化作用，使其抵抗塑性變形的能力提高，因此噴丸處理后，時效態試樣的顯微組織無明顯變化，但是540 ℃時效處理試樣在距表層約20 μm處出現了比較均勻的條狀變形組織，該組織形成原因有待進一步研究。

圖2 噴丸處理后不同工藝熱處理試樣的顯微組織(上側為噴丸面)Fig. 2 Microstructures of samples heat-treated with different processes after shot peening (upside is the shot peened surface):(a) quenching; (b) furnace cooling; (c) aging at 500 ℃ and (d) aging at 540 ℃

2.2 物相組成

2.3 殘余應力

由表2可以發現：噴丸處理后，不同工藝熱處理試樣表層的殘余壓應力不同，淬火態試樣的表層殘余壓應力最小，爐冷態試樣的最大。

圖3 噴丸處理前后不同工藝熱處理試樣的XRD譜Fig.3 XRD patterns of samples heat-treated with different processes before (a) and after (b) shot peening

圖4 噴丸處理后不同工藝熱處理試樣的截面硬度分布Fig.4 Distribution of cross section hardness of samples heat-treated with different processes after shot peening: (a) quenching; (b) furnace cooling; (c) aging at 500 ℃ and (d) aging at 540 ℃

Tab.2Surfaceresidualstressesofsamplesheat-treatedwithdifferentprocessesaftershotpeening

MPa

Ti-15-3合金中的β相為體心立方結構，與密排六方結構的α相相比，具有更好的塑性變形能力、更低的彈性模量和屈服強度，經噴丸處理后，由β相所產生的殘余應力低于由α相產生的。淬火態試樣的組織為亞穩β相，因此噴丸處理后其表層殘余應力最低。爐冷或時效態試樣為α相和β相的復合組織，噴丸處理使試樣內部的不均勻程度增大，從而導致表層殘余應力增大。與時效態試樣相比，爐冷態試樣經噴丸處理后獲得的表層殘余應力更大，這應與其在噴丸過程中形成的大量α″相有關。GREEN等[17]的研究表明，在對Al2O3/ZrO2復合材料進行研磨時，ZrO2由四方結構轉變為單斜結構，殘余應力增大。在噴丸處理時，爐冷Ti-15-3合金發生了由體心立方結構的亞穩β相向斜方結構α″相的轉變，α″相與基體之間較低的變形協調能力和畸變的形成導致殘余應力增大。

2.4 硬 度

由圖4可以看出：噴丸處理使試樣表面的硬度顯著提高；隨距表面距離(深度)的增加，試樣的硬度逐漸降低并趨于穩定，該穩定值可以認為是熱處理后試樣的硬度；淬火態試樣主要由亞穩β相構成，硬度最低，由噴丸處理所產生的塑性變形范圍最大，其深度大約為200 μm，這與顯微組織中觀察到的孿晶出現的深度接近；500 ℃時效態試樣的硬度最高，這是由于α相的析出強化效應而導致的；當時效溫度升至540 ℃時，雖然α相的析出量增加，但其尺寸增大，從而使試樣具有較低的強度和較好的塑性[7,18]，因此540 ℃時效態試樣的硬度和由噴丸處理所產生的塑性變形范圍均減小；在應力誘發馬氏體相變的作用下，爐冷態試樣經噴丸處理后的的表面硬度最高，同時α相的強化作用導致其塑性變形范圍減小。

2.5 表面粗糙度

由表3可知：試樣表面粗糙度的變化規律與其硬度變化趨勢基本一致；500 ℃時效態試樣的硬度最高，在噴丸處理時由彈丸沖擊所形成的凹坑較淺，因此表面粗糙度最小；淬火態試樣無析出強化效應，硬度最低，因此噴丸處理后其表面粗糙度最大。

表3 噴丸處理后不同工藝熱處理試樣的表面粗糙度Tab.3 Surface roughness of sample heat-treated by differentprocesses after shot peening μm

3 結 論

(1) 淬火處理后Ti-15-3合金的組織由近似等軸的亞穩β相組成，爐冷后合金中β相的晶界和晶內均析出大量α相，時效處理使合金中α相的析出更加充分，且時效溫度越高組織越粗大；經噴丸處理后，淬火態合金中形成大量孿晶，爐冷態合金中發生應力誘發馬氏體相變，而時效態合金的顯微組織無明顯變化。

(2) 經噴丸處理后，淬火態合金的表層殘余壓應力最小，爐冷態合金的最大。

(3) 噴丸處理使合金表面的硬度顯著提高；隨距表面距離的增加，合金的硬度逐漸降低并趨于穩定；淬火態合金的硬度最低，由噴丸處理所產生的塑性變形范圍最大，表面粗糙度最大；爐冷態合金經噴丸處理后的表面硬度最大，同時α相的強化作用導致其塑性變形范圍較小；經500 ℃時效處理后，合金的硬度最高，噴丸處理后其表面粗糙度最小，時效溫度升至540 ℃后，時效態合金的硬度和由噴丸處理所產生的塑性變形范圍減小。

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