钛合金表面复合强化后的热疲劳性能.pdf
第5 9 卷第4 期 2007 年11 月 有色金属 N O .1 f e I T O U SM e t a l a V o I .5 9 .N o .4 N o v e r z l b e r20 07 钛合金表面复合强化后的热疲劳性能 王少鹏,乔生儒,葛志宏 西北工业大学超高温结构复合材料实验室,西安 7 10 0 7 2 摘 要氩气下分别采用Y G 一8 硬质合金和硅青铜电极在T i l 7 表面形成瞬态电能表面强化层,然后用离子束增强沉积铜 合金,形成复合强化层。空气介质中在光辐射热疲劳试验机上进行热疲劳试验。在不同热循环周次下测量试样的电阻,并用S E M 观察了热循环前后的组织。结果表明。复合强化后的强化层中存在气孔和微裂纹.强化层和基体界面处的缺陷相对集中。2 5 ℃~ 5 0 0 ℃热疲劳后,强化层中裂纹的数量和尺寸增加,存在氧化痕迹。但没有剥落现象。强化试样热疲劳后电阻表征的损伤量比未强 化试样略大,可近似认为复合强化对T i l 7 的热疲劳性能影响很小。 关键词金属材料;钛合金;复合强化;热疲劳;电阻 中图分类号T G l 4 6 .2 3 ;T G l 7 4 .4 4 ;T G l l 3 .2 5文献标识码A文章编号1 0 0 1 0 2 1 1 2 0 0 7 0 4 0 0 2 3 0 4 钛合金是航空、航天、船舶、化工等领域重要的 应用材料之一,它具有密度低、比强度高、耐腐蚀性 优异及高温性能稳定等优点,在其他方面的应用也 越来越受到重视[ 卜2 I 。然而钛合金的耐磨性差,在 实际应用中很容易造成磨损失效,为此必须对钛合 金进行表面改性处理【3 - 4J 。在某种特定的工作环 境下,既要求提高钛合金耐磨性,同时还要求对抗热 疲劳性影响较小。在这一背景下,研究了瞬态电能 表面强化和离子束增强沉积技术 I B E D 相结合,在 钛合金表面形成复合强化层,并研究了复合强化后 对钛合金的热疲劳性能的影响。 1实验方法 T i l 7 钛合金加工成图1 所示的热疲劳试样。 试样经8 0 0 号砂纸打磨,去除表面的氧化膜,然后用 丙酮清洗。用S Q 一2 型瞬态电能表面强化器,在氩 气的保护下。分别采用Y G ~8 硬质合金和硅青铜合 金电极在T i l 7 表面形成瞬态电能表面强化层,工艺 参数为电容1 8 0 /u F ,电压6 0 V 。然后在P I E M A D 0 3 离子束增强沉积磁控溅射设备上,用离子束增强 沉积 I B E D 铜合金,磁控靶材为硅青铜。沉积前先 用氩离子束清洗试样表面1 0 m i n ,沉积过程中用氩 离子轰击沉积的膜层,沉积时间1 h 。先后两种表面 处理方法在T i l 7 热疲劳试样表面形成了复合强化 收稿日期2 0 0 6 0 l 一2 6 基金项目民口配套研制项目 钛合金表面改性技术研究 作者简介王少鹆 1 9 7 7 一 ,男,西安市人,硬士生,主要从事材料 表面改性等方面的研究。 层。 图1热疲劳试样形状及尺寸 F i g .1S p e c i m e no ft h e r m a lf a t i g u e 采用光辐射加热一黑体吸收冷却原理自制的热 疲劳试验机,在空气介质中测量复合强化试样和未 强化试样的热疲劳性能。热循环温度区间为2 5 ℃ - - 5 0 0 ℃,分别在热循环0 ,5 ,1 0 ,2 0 ,3 0 ,4 0 ,5 0 次下 测量试样的电阻,测量装置为四8 4 型数字直流电 桥,其最小读数为l O 叫欧姆。利用电阻相对变化 D R 表征热循环对试样的损伤[ 5 - 6 J ,其损伤表达式 为D R 1 一R o /R N ,式中R o 为初始电阻,R N 为经 过N 次热循环后的电阻。 热循环前后用H I T A C H I S 一4 7 0 0 扫描电镜 S E M 观察复合强化试样剖面的显微组织,以分析 热循环对试样基体及强化层组织的影响。 2 试验结果和讨论 2 .1 热循环前后的显徽组织比较 瞬态电能表面强化时,电极材料和被强化金属 材料问产生高能局部脉冲放电,使电极材料快速熔 融迁移到工件表面。电极材料和被强化金属材料在 局部高温 5 0 0 0 ~1 0 0 0 0 ℃ 及电离气体产生的高压 下,发生物理化学冶金反应,生成由电极材料和基体 材料组成的复杂金属化合物。当一次脉冲放电完成 后,在热传导和周围介质的散热作用下,表面熔化微 万方数据 2 4 有色金属第5 9 卷 区以极快的速度冷却,形成一个强化点【7 “】。匀速 移动电极,就可以在被强化试样表面形成强化层。 离子束增强沉积时由于离子束的轰击作用,提高表 面层的活性,使膜层的结合性能好,此外离子束的轰 击还可在表面层形成压应力,有利于改善基材的疲 劳性能。 强化试样热循环前的组织如图2 所示。从图2 可知,强化层表面大约有1 ~2 “m 厚的颜色发亮的 离子束增强沉积的硅青铜膜层。由于离子束轰击的 作用,硅青铜膜层的组织非常的致密,膜层中无气 孔,无裂纹等缺陷,而且沉积层和瞬态电能强化层结 合良好。在硅青铜沉积层和基体之间是瞬态电能表 面强化层。在硅青铜电极形成的瞬态电能强化层中 很明显的可以观察到裂纹,微孔等缺陷,尤其是在强 化层和基体的界面处,裂纹和微孔特别明显,而且相 对集中,见图2 a 。硬质合金Y G 一8 电极形成的瞬 态电能强化层的组织比硅青铜电极形成的强化层的 组织要致密一些,但在强化层中也存在一些微小的 孔洞和裂纹,而且在强化层和基体之间存在一个明 显的界面层见图2 b 。瞬态电能表面强化时,电极 和基体材料之间的脉冲放电使电极和基体材料在瞬 间升至高温,而当一次放电结束后,熔化点在周围介 质及基体材料的热扩散的作用下,可迅速的冷却至 室温。这种骤热和骤冷过程中,在细化强化层组织 的同时,可在强化层中产生很大的热应力,导致强化 层产生微裂纹∽- 9J 。此外,基于以下两个原因,瞬 态电能强化层和基体界面处裂纹相对集中强化层 和基体材料的热扩散性不同,在加热和冷却时,膨胀 和收缩不均匀,界面处的热应力相对集中;强化层和 基体之间的结合相对基体材料和强化层内部的结合 要弱一些。存在这种微裂纹将不利于材料的抗热疲 劳性能。 8 一硅青铜电极醪态电能强化 I B E D 硅青铜; b 一Y G 一8 电极瞬态电能强化 硅青铜 图2 热疲劳前试样的组织 F i g .2I m a g e so fs u r f a c em o d i f i c a t i o ns p e c i m e nb e f o r et h e r m a lf a t i g u e 5 0 次热循环后的组织如图3 所示。从图3 可明显的氧化痕迹,沉积层中可观察到微孔等缺陷。 以看出,5 0 次热循环后试样的组织变化较大,强化强化层的剖面更加粗糙,但没有出现剥落现象。两 层中微孔、裂纹增多。硅青铜沉积层颜色发黑,存在种强化后的试样基体组织的变化都不大。 a 一硅青铜电极瞬态电能强化 I B E D 硅青铜; b 一Y G 一8 电极瞬态电能强化 硅青铜 图3 热疲劳后试样的组织 F i g .3I m a g e so fs u r f a c em o d i f i c a t i o ns p e c i m e na f t e rt h e r m a lh t i g u e 在热疲劳试验过程中,由于光辐射加热的特点, 可使试样在1 0 s 内升至5 0 0 1 2 ,利用黑体吸热可使 万方数据 第4 期王少鹏等钛合金表面复合强化后的热疲劳性能 温度在9 0 s 降至室温。这种快速的加热和冷却同样 在试样中产生较大的热应力,新产生的热应力和强 化层中本身存在的残余应力叠加,使强化层中局部 的应力增加,一方面导致诱发新的裂纹,另一方面也 可使原来存在的裂纹进一步发展,使强化层中裂纹 的数量和尺寸增加,加速热疲劳损伤。 . 2 .2 电阻表征的损伤 在热循环开始阶段 5 ~1 0 次 ,电阻表征的损 伤参量D R 呈直线增加,损伤较大,当热循环数继续 增加时,损伤量增加缓慢,见图4 。对于未强化试 样,D R 在初始阶段急剧增加后,随着热循环的增 加,D R 在一定的范围内有所波动,但总趋势还是呈 缓慢增加。对于两种复合强化的试样,在前1 0 次热 循环时,损伤情况和未强化试样接近,但热循环1 0 次后,D R 出现了差异。硅青铜电极瞬态电能强化 I B E D 硅青铜复合强化试样的变化相对大,在一 定的范围内D R 有所波动。而Y G 一8 电极瞬态电 能强化 I B E D 硅青铜复合强化试样的D R 变化较 小,曲线比较光滑,但在热循环3 0 次后D R 略有减 小。从图4 可知,强化试样的损伤比未强化试样略 微大一些,热疲劳性能略有下降,但降低值很小,可 以认为强化工艺对试样的热疲劳性能影响不大。 根据损伤力学理论,当材料中的有效承载面积 减小时,材料的电阻值增大。而材料中有裂纹产生 时,可减小其有效承载面积,通过测量试样在热循环 过程中的电阻变化,可以正确反映材料的热疲劳损 伤【加q l J 。前已述及,强化试样在瞬态电能表面强 化时,强化层中已经存在裂纹,热疲劳中反复的快速 加热和冷却使裂纹的数量和尺寸增加,增加了损伤。 但当损伤量累计到一定程度后,裂纹进一步的产生 和发展都相对困难,损伤增加变缓。从图3 中可以 看出,由于强化层的保护作用,强化试样的基体组织 蠢 羹 图4 损伤参数D R 随循环数的变化曲线 ‘F i g .4 V a r i a t i o n so fd a m a g ep a r a m e t e rD Rw i t hc y c l e s 没有明显的变化,裂纹只是在强化层中产生和扩展, 所以对于强化试样,其电阻表征的损伤增量主要是 强化层的损伤造成的u2 | 。对于未强化试样热疲劳 的初始阶段,由于表面氧化生成氧化膜,宏观表现为 起始阶段损伤急剧增加,但当热循环到一定周次后, 所形成的氧化膜使氧化过程不能继续,宏观表现为 损伤增加缓慢。试验中热疲劳的加热温度低,热循 环周次少,很难在未强化的T i l 7 材料中引起裂纹, 所以其损伤主要是表面氧化造成的。综合以上分 析,得到D R 表现为图4 的变化趋势。 3结论 T i l 7 复合强化后,在瞬态电能强化层中存在气 孔和微裂纹,强化层和基体界面处的缺陷相对集中。 2 5 ~5 0 0 ℃热疲劳后,强化层中裂纹的数量和尺寸增 加,存在氧化痕迹。5 0 次热循环后没有出现剥落现 象。强化试样热疲劳后电阻表征的损伤量比未强化 试样略大,可近似认为复合强化对T i l t 的热疲劳性 能影响很小。 参考文献 ● [ 1 ] 张喜燕,赵永庆,白晨光.钛合金及应用[ M ] .北京化学工业出版社,2 0 0 5 2 3 7 2 4 3 . 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