TB8鈦合金表面間歇式真空滲氮層的組織與性能

馮 勇，楊 闖，嚴 麗

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

0 引 言

隨著我國航天航空事業的快速發展，對飛行器緊固件、彈力組件及主要承力構件的比強度、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對鈦合金應用的需要，我國自行研制了一種新型TB8亞穩定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，該合金經過固溶及時效處理后可得到很高的抗高溫強度，屬于超高強度鈦合金[1-4]。同時，TB8鈦合金還具有優良的焊接性、冷加工成形性、淬透性及抗蠕變性等優點，用于制造有較高溫度要求的飛機結構件、發動機結構件和緊固件等，對提高推重比、減輕飛機質量和節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，使其在實際應用中受到極大限制[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。激光滲氮極易產生裂紋；離子滲氮不適用于形狀復雜的零件，且工藝復雜；普通的氣體滲氮時間較長，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生較多的活性氮原子，具有較高的氮勢，且滲氮均勻[11-12]。在此基礎上，作者對TB8鈦合金進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鈦合金的表面強化提供理論參考。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為退火態TB8鈦合金棒，尺寸為φ15 mm×60 mm，其α+β相轉變為β相的相變溫度為799 ℃，化學成分(質量分數/%)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，先將爐內抽真空至真空度小于1×10-3Pa，然后升溫到800 ℃，再關閉真空泵并通入0.001～0.015 MPa的高純氮氣，滲氮30 min后，打開真空泵抽真空30 min，再通氣滲氮，如此反復進行間歇式通氣滲氮和抽真空，總時間為6 h，然后爐冷至室溫。

采用X PERT PRO 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40 kV，管電流為20 mA，掃描速度為6 (°)·min-1，掃描范圍2θ為0°～85°。試樣經打磨、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型倒置光學顯微鏡觀察截面顯微組織。用SCHV-V2.0型全自動顯微硬度計測試截面硬度，載荷為0.98 N，加載時間為15 s，從距表面10 μm向心部測量，測試間隔為20 μm。在MM-U10A型端面磨損試驗機上進行干摩擦磨損試驗，載荷為200 N，轉速為 200 r·min-1，時間為30 min，對磨盤材料為Gr15鋼，尺寸為φ40 mm × 10 mm，硬度為63～65 HRC；磨損試驗結束后，經無水乙醇清洗，用精度為0.1 mg的電子天平稱取磨損前后試樣的質量，計算質量損失，并采用光學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行加速腐蝕，腐蝕時間為10 min，經無水乙醇清洗，用精度為0.1 mg的電子天平稱取腐蝕前后試樣的質量，取3個試樣計算腐蝕速率，并采用光學顯微鏡觀察腐蝕形貌。腐蝕速率的計算公式為

(1)

式中：Δm為試樣的質量損失，g；ρ為鈦合金的密度，g·cm-3；A為試樣的面積，cm2；t為腐蝕時間，min；v為腐蝕速率，μm·min-1。

2 試驗結果與討論

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。根據價鍵理論，Al-N的共價鍵長約為180.1 pm，Ti-N的鍵長約為197.5 pm，TiN的穩定性比AlN高[13]。在間歇真空滲氮過程中，氮優先與鈦結合并在表面形成大量的TiN，因為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，進而出現貧鈦區，使得該處鋁含量增加，當鋁含量達到一定值后，便會形成鈦鋁金屬間化合物，并與氮進一步反應形成Ti2AlN[14]。

圖1 間歇式真空滲氮前后TB8鈦合金的XRD譜Fig.1 XRD pattern of TB8 titanium alloy before and afterintermittent vacuum nitriding

2.2 截面組織

由圖2可知，TB8鈦合金經過間歇式真空滲氮后，其滲氮層由厚度60～80 μm氮化物層和厚度110～130 μm氮擴散區組成，基體組織為單一β相。鈦是強氮化物形成元素，與氮元素具有很強的親和力，滲氮后鈦合金表面迅速形成鈦的氮化物，鈦的氮化物穩定性很強，使得氮難以進一步向內部擴散[15]。通過間歇式循環抽真空和通氣滲氮，一方面，爐內氣體被強制流動，有利于提高表面活性，從而提高后續氮原子的吸附力，另一方面，氮氣不斷充入爐內可增加活性氮原子的數量。兩個過程相互促進，可極大縮短滲氮時間。

圖2 間歇式真空滲氮后TB8鈦合金的截面組織Fig.2 Section microstructure of TB8 titanium alloy afterintermittent vacuum nitriding

2.3 硬 度

由圖3可知：經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定后逐漸降低，說明經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800～850 HV，由表面至心部硬度緩慢降低，心部基體硬度為250～270 HV。TB8鈦合金經間歇式真空滲氮后，晶格發生畸變，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800～850 HV；在間歇式真空滲氮的真空階段，氮原子向內部擴散，形成了厚度為110～130 μm的氮擴散區，氮擴散區的形成使得該區域的硬度維持在較高的數值。

圖3 間歇式真空滲氮后TB8鈦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

間歇式真空滲氮前后，TB8鈦合金的磨損質量損失分別為31.82，2.63 mg。間歇式真空滲氮后TB8鈦合金表層硬度高達800～850 HV，同時形成了氮擴散區，因此鈦合金表現出較優異的耐磨性能。由圖4可知，磨損試驗后未滲氮合金表面存在大量寬且深的犁溝，而且在局部區域能觀察到撕裂現象，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250～270 HV，易與摩擦副發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，易與摩擦副產生黏著磨損而出現局部撕裂現象。TB8鈦合金經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散區，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。

圖4 間歇式真空滲氮前后TB8鈦合金的磨痕形貌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13.394，0.087 μm·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，且具有良好的化學穩定性，同時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鈦合金表面出現大量不均勻的腐蝕坑，腐蝕坑的直徑為5～10 μm，而經間歇式真空滲氮后，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。

圖5 間歇式真空滲氮前后TB8鈦合金的腐蝕形貌Fig.5 Corrosion morphology of TB8 titanium alloy before (a) and after (b) intermittent vacuum nitriding

3 結 論

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