TA１５鈦合金具有密度小、比強(qiáng)度高、熱穩(wěn)定性良好、加工性能優(yōu)異等特點(diǎn),廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域,如飛機(jī) 發(fā) 動 機(jī) 壓 氣 機(jī) 零 部 件、各 種 葉 片、機(jī) 匣等[１Ｇ３].同時(shí) TA１５鈦合金硬度低、耐磨性差以及耐高溫氧 化 能 力 弱,這 些 缺 點(diǎn) 極 大 地 限 制 了 其 應(yīng)用[４Ｇ５].為此,通過表面改性來改善 TA１５鈦合金的硬度及耐磨性成為提高其性能的一條重要途徑,其中激光熔覆作為一種高經(jīng)濟(jì)效益的表面改性方法受到了廣泛關(guān)注[６Ｇ８].金屬 間 化 合 物 NiTi具 有 獨(dú) 特 的 形 狀 記 憶 效應(yīng)、超彈性和強(qiáng)韌性,此外具有較好的生物相容性,因此在工業(yè)裝備及生物醫(yī)學(xué)工程領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用[９Ｇ１０].馮淑容等[１１]利用激光熔覆技術(shù)在鈦合金表面制備出了韌性和耐磨性均較好的 TiNi/Ti２Ni復(fù)合涂層.為了進(jìn)一步提高熔覆材料的耐磨性,劉元富等[１２]向熔覆層中加入硅生成 Ti５Si３ 化合物來提高熔覆層的硬度和耐磨性.ZrO２ 陶瓷除具有優(yōu)異的高溫強(qiáng)度、耐腐蝕性能以及較高的硬度和耐磨性能[１３Ｇ１４],還具有消除殘余熱應(yīng)力的作用,激光熔覆過程中容易產(chǎn)生殘余熱應(yīng)力裂紋及其擴(kuò)展的缺陷,殘余熱應(yīng)力是產(chǎn)生這類裂紋的主要原因,利用 ZrO２陶瓷增韌是解決此類問題的有效方法.ZrO２ 陶瓷在不同凝固成形條件下具有相結(jié)構(gòu)變化的特點(diǎn),復(fù)合涂層中的ZrO２ 有應(yīng)力誘導(dǎo)相變增韌和彌散增韌的作用,因此可以作為增韌相加入 TiNi合金材料中,從而制備出高韌性、高耐磨性等綜合性能優(yōu)異的

涂層[１５Ｇ１６].筆者利用激光熔覆技術(shù),熔覆層材料采用 Ti/Ni混合粉末,同時(shí)添加５％(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的 ZrO２ 增強(qiáng)相粉末,在鈦合金表面制備出了 Ti/Ni＋ZrO２ 涂層,并對涂層的組織和性能進(jìn)行了研究,為其實(shí)際應(yīng)

用提供試驗(yàn)依據(jù)和參考.１ 試樣制備與試驗(yàn)方法

１．１ 試樣制備

試驗(yàn)采 用 １０ mm 厚 的 TA１５(TiＧ６．５A(chǔ)lＧ１MoＧ１VＧ２Zr)鈦合金作為基體材料,TA１５鈦合金是一種高鋁當(dāng)量(約為７．８)的近α型鈦合金,屬于中強(qiáng)度級別,退火后其顯微組織除α相外,還含有少量的β相(體積分?jǐn)?shù)在１０％左右).試驗(yàn)用 TA１５鈦合金的化學(xué)成分及其在室溫下的各項(xiàng)力學(xué)性能分別見表１和表２.

１．２ 試驗(yàn)方法

激光熔覆后將試樣沿垂直于熔覆軌跡的方向線切割開,對 其 橫 斷 面 進(jìn) 行 打 磨 (砂 紙 從 ２００ 號 到２０００號)、拋光,在低倍顯微鏡下觀察無明顯劃痕后,對試樣進(jìn)行化學(xué)侵蝕.侵蝕成分為 HNO３＋HF＋H２O,其 體 積 比 為 ６∶１∶７,侵 蝕 時(shí) 間 為 ８~１０s.利用ZeissSupra５５型掃描電鏡(SEM)及其附帶的能譜儀(EDS)進(jìn)行涂層截面微區(qū)組織結(jié)構(gòu)分析.利用 PANalyticalEmpyream 型 X 射線衍射儀(XRD)對涂層進(jìn)行成分分析,掃描范圍為２０°~８０°.利用 DHVＧ１０００型數(shù)顯維氏硬度計(jì)測定涂層顯微硬度,從 涂 層 到 基 體 每 隔 ０．２ mm 取 值,載 荷 為９．８N,保壓１０s.利用 UMTＧ３型多功能摩擦磨損試驗(yàn)儀對試樣進(jìn)行摩擦磨損試驗(yàn),環(huán)形摩擦副材料為 GCr１５鋼,外徑為４０ mm,內(nèi)徑為１７ mm,表面經(jīng)過淬火處理,硬度為７００HV,試驗(yàn)施加的法向載荷為１００N,轉(zhuǎn)速為９０r??min－１,磨損試驗(yàn)時(shí)間為３０min,試驗(yàn)前后采用精度為０．１mg的電子天平分別稱量試樣的質(zhì)量,計(jì)算得到磨損量.

２ 試驗(yàn)結(jié)果與討論

圖１為試樣１熔覆層的SEM 形貌,可以看出涂層首先以柱狀晶的形態(tài)向熔覆層內(nèi)部生長,然后以樹枝晶的形態(tài)生長,涂層與基體結(jié)合良好,涂層內(nèi)部無氣孔和裂紋等缺陷.圖２為熔覆層中部的SEM 形貌和相應(yīng)的 EDS譜,可見試樣１中的塊狀組織為 Ti２Ni＋TiNi相,試可分為 ３ 個(gè) 區(qū) 域,分 別 對 應(yīng) 于 熔 覆 層、過 渡 區(qū) 和基體.熔覆層的 硬 度 遠(yuǎn) 高 于 基 體 的;相 比 試 樣 １,試樣２的硬度 更 高,熔 覆 層 中 心 的 顯 微 硬 度 達(dá) 到 了１０７０HV.熔覆層硬度高且分布均勻的原因主要為:在激光熔覆過程中,高速率的非平衡凝固過程使得 TiNi合金的固溶度增大,產(chǎn)生固溶強(qiáng)化,可明顯提高熔覆層的硬度.在過渡區(qū),由于基體的稀釋作用,TiNi含量隨著距表面距離的增加而降低,且由于傳熱作用部分組織為粗大的樹枝晶,因此硬度較熔覆層的有所降低.正是由于過渡區(qū)的存在,使得熔覆區(qū)到基體的硬度過渡相對平緩,避免了由于硬度急劇下降造成的熔覆層表面開裂及破碎等現(xiàn)象.

基體平均硬度約為３３０ HV,其中基體靠近過渡區(qū)的硬度稍高于基體的,為熱影響區(qū).在高熱量激光熔覆過程中,由于低溫基體的激冷傳熱作用,基體組織發(fā)生了由奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變,因此熱影響區(qū)的硬度略高于基體的,約為３６０HV.

從熔覆層近表面到結(jié)合界面,顯微硬度呈現(xiàn)先降低再升高、后降低的趨勢.熔覆層近表面具有較低的硬度,這是因?yàn)樵诩す馊鄹策^程中,熔池內(nèi)部受熱對流情況復(fù)雜,雜質(zhì)易上浮、聚集在熔覆層表面,易形成比較疏松的組織;同時(shí)由于激光的直接照射,熔覆層表面比其他部分吸收更多的能量,導(dǎo)致部分合金元素?zé)龤Щ驌]發(fā),也會造成表面硬度的降低.在靠近過渡區(qū)的熔覆層內(nèi)形成粗大的樹枝晶和柱狀晶組織,導(dǎo)致硬度相比于熔覆層中部又有所降低.比較試樣１和試樣２的顯微硬度可見,試樣２的顯微硬度明顯大于試樣１的,這是因?yàn)樵嚇樱钡娜鄹矊又袥]有摻雜 ZrO２ 相,試樣２的熔覆層中摻雜了ZrO２ 相,根據(jù)單一變量原則,這明顯證明了 ZrO２對熔覆層的硬度具有一定的提高作用.圖５為 TA１５鈦合金基體、試樣１和試樣２經(jīng)磨損試驗(yàn)后表面 SEM 形貌.磨粒磨損是由外界硬質(zhì)顆粒或硬表面的微峰在摩擦副對偶表面相對運(yùn)動過程中引起的.從圖５可以看出,基體的磨痕寬度最大,試樣１次之,試樣２最小.基體的整體磨痕非常明顯,摩擦過程中切削的犁溝十分深,材料發(fā)生了較大的塑性變形,并伴有剝落現(xiàn)象;而試樣１和試樣２的磨痕很淺且很規(guī)則.試樣２表面有剝落的顆粒,磨痕寬度較窄,屬于磨粒磨損.由此可以看出,基體的耐磨性最差,激光熔覆 TiNi＋ZrO２ 涂層可以極大地提高 TA１５鈦合金表面的耐磨性.

測量磨痕寬度和磨損率來進(jìn)一步精確比較試樣１和試樣２的耐磨性能.表４是基體、試樣１和試樣２的磨損數(shù)據(jù),其中磨損量越小,則其耐磨性能越好,反之則越差.由表４可見,試樣２的磨痕寬度比試樣１的少了２４０μm,說明其耐磨性能得到了極大的提高.由表４可以明顯地看出,試樣２的磨損性能遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于試樣１和基體的.在此可以認(rèn)為 TiNi可以極大地提高耐磨性的同時(shí),摻雜少量ZrO２ 也可以進(jìn)一步大大提高熔覆層的耐磨性,同時(shí)證明了ZrO２ 的增韌作用,進(jìn)一步改善了熔覆層的耐磨性能.

３ 結(jié)論

(１)TA１５鈦合金表面激光熔覆 TiNi/ZrO２ 熔覆層的組織細(xì)小致密,為典型的樹枝晶組織.熔覆層過渡區(qū)平滑、清晰,主要分布著 TiNi柱狀晶組織,熔覆層與基體之間形成了良好的冶金結(jié)合.

(２)熔覆層反應(yīng)生成相有樹枝晶 TiNi、塊狀晶Ti２Ni以及部分單斜相氧化鋯和四方相氧化鋯.

(３)TA１５ 鈦 合 金 表 面 激 光 熔 覆 TiNi＋５％ZrO２ 涂層可以極大提高其表面硬度和耐磨性.

(文章來源：材料與測試網(wǎng)-理化檢驗(yàn)-理化分冊)