简介概要

Ti-6Al-4V钛合金表面纳米化机制研究

来源期刊：稀有金属2011年第5期

论文作者：王敏蔺成效马彩霞

文章页码：633 - 638

关键词：Ti-6Al-4V合金;超音速微粒轰击(SFPB);表面自身纳米化;机制;显微硬度;

摘要：借助X射线衍射仪、透射电镜及显微硬度仪等先进仪器,研究了经超音速微粒轰击（SFPB）形变热处理Ti-6Al-4V合金表面自身纳米化晶粒尺寸演化及纳米化机制。研究结果表明:超音速微粒轰击使Ti-6Al-4V合金表面获得了纳米组织,并发生显著的加工硬化,表面显微硬度比基体硬度提高了1倍多;随着SFPB处理时间的延长,纳米结构层厚度不断增加,晶粒尺寸逐步细化,当SFPB处理30 min后晶粒尺寸趋于稳定,在表层形成了晶粒尺寸约为20 nm具有随机取向的纳米等轴晶。Ti-6Al-4V合金表面自身纳米化是由于位错运动、孪晶的形成及交割共同作用的结果;在多方向载荷的重复作用下,在塑性变形区产生了大量的由位错线和高密度位错缠结分割的位错胞,并在位错塞集处产生应力集中,进而形成孪晶;孪晶自身相互交割和位错的滑移相互协调,形成了细小的孪晶和胞状组织;晶胞组织转变为细小多边形亚晶;当孪晶尺寸细化到亚纳米级时,位错的滑移起主导作用,最终通过位错的湮灭和重组形成了具有随机取向的等轴状纳米晶粒。

稀有金属 2011,35(05),633-638

Ti-6Al-4V钛合金表面纳米化机制研究

王敏蔺成效马彩霞

西北工业大学材料科学与工程学院

摘要：

借助X射线衍射仪、透射电镜及显微硬度仪等先进仪器,研究了经超音速微粒轰击(SFPB)形变热处理Ti-6Al-4V合金表面自身纳米化晶粒尺寸演化及纳米化机制。研究结果表明:超音速微粒轰击使Ti-6Al-4V合金表面获得了纳米组织,并发生显著的加工硬化,表面显微硬度比基体硬度提高了1倍多;随着SFPB处理时间的延长,纳米结构层厚度不断增加,晶粒尺寸逐步细化,当SFPB处理30 min后晶粒尺寸趋于稳定,在表层形成了晶粒尺寸约为20 nm具有随机取向的纳米等轴晶。Ti-6Al-4V合金表面自身纳米化是由于位错运动、孪晶的形成及交割共同作用的结果;在多方向载荷的重复作用下,在塑性变形区产生了大量的由位错线和高密度位错缠结分割的位错胞,并在位错塞集处产生应力集中,进而形成孪晶;孪晶自身相互交割和位错的滑移相互协调,形成了细小的孪晶和胞状组织;晶胞组织转变为细小多边形亚晶;当孪晶尺寸细化到亚纳米级时,位错的滑移起主导作用,最终通过位错的湮灭和重组形成了具有随机取向的等轴状纳米晶粒。

关键词：

Ti-6Al-4V合金;超音速微粒轰击(SFPB);表面自身纳米化;机制;显微硬度;

中图分类号： TB383.1

作者简介：王敏(1959-),女,陕西人,博士,副教授;研究方向:材料塑性成形及仿真(E-mail:wangmin@nwpu.edu.cn);

收稿日期：2011-01-25

基金：国家自然科学基金资助(50775187)项目;

Mechanism of Surface Nanocrystallization of Ti-6Al-4V Alloy

Abstract：

The mechanism of surface self-nanocrystallization and the evolution of grain size for Ti-6Al-4V alloy were investigated by means of X-ray diffraction(XRD),micro-hardness testing,transmission electron microscope(TEM).The results showed that the nanostructures were obtained by the supersonic fine particles bombarding(SFPB),and had obvious working-harden on the surface layer of Ti-6Al-4V alloy.To compare with the matrix material,the surface microhardness increased more than one time.The thickness of the nanostructured layer increased with the extension of SFPB treatment time and finally was stabilized when the SFPB treatment time was more than 30 min.The average size of equiaxed nano-crystallites was approximately 20 nm,which exhibited a random crystallographic orientation on the top surface layer.The surface self-nanocrystallization could be attributed to the formation of twins,twin-twin intersection and dislocation slipping.Under the multidirectional loads of repeating actions,a large number of dense dislocations were formed in the plastic deformation area.The stress concentrations were produced in the dislocation accumulation,and then formed twins.Twin-twin self-intersection and dislocation slipping were coordinated,the refined twins and cystiform microstructure were formed.The cystiform microstructures turned into polygonal ultracystal.When the twin crystals size refined to an ultrananometer level,the dislocation slipping occupied the leading role.The random orientation equiaxed nanocrystallites were finally formed by the dislocation annihilation and recombinant.

Keyword：

Ti-6Al-4V alloy;supersonic fine particles bombarding(SFPB);surface self-nanocrystallization;mechanism;microhardness;

Received： 2011-01-25

表面自身纳米化技术是卢柯 ^[1,2] 在20世纪90年代提出的。该技术是利用机械处理在金属材料表面层获得纳米晶粒,而纳米晶粒的化学成分保持不变,材料尺寸变化甚微,同时纳米晶粒层和基体金属间没有明显的结合界面,结合紧密,不易脱落, 可以大幅度提高块体材料的表面强度、耐磨性、抗疲劳性能等表面性能 ^[3,4,5,6] 。

最近几年, 通过表面自纳米化技术已经在多种金属材料表面获得了纳米晶体结构,制备出的纳米材料在相关领域的应用研究已取得重大进展。但目前的研究主要集中在体心立方和面心立方结构的金属 ^[7,8,9,10] , 而对密排六方结构金属的理论研究甚少 ^{[11,12,13,14]} 。

Ti-6Al-4V合金是航天航空领域广泛应用的重要材料之一, Ti-6Al-4V为(α+β)双相钛合金, 层错能约为300 mJ·m^-2, 属于高层错能金属。 α相具有hcp结构, 对称结构性较低, 只有4个独立的滑移系; β相具有bcc结构, 有12个独立的滑移系。因此, 与中低层错能立方系的纯金属或合金相比, Ti-6Al-4V合金表面纳米化的过程比较复杂, 细化机制可能存在不同的理论 ^[15,16] 。本文利用超音速微粒轰击技术实现了Ti-6Al-4V合金的表面纳米化, 借助XRD, TEM等测试方法, 研究了Ti-6Al-4V合金的表面纳米化机制及纳米晶粒尺寸的演化规律。

1 实验

1.1 材料

实验用材料为经形变热处理后的Ti-6Al-4V钛合金棒材, 其化学成分(%, 质量分数)为: Al 6.03, V 4.24, Fe 0.017, C 0.028, 其余都为Ti。超音速微粒轰击(SFPB)试样加工成10 mm×10 mm×5 mm板材。试样进行除锈、去油、磨边等处理后(清洗液为4% HF水溶液), 进行不同时间喷丸。

1.2 实验方法

采用超音速微粒轰击技术实现材料表面的纳米化, 1433/8558 ProGRESSIVE (DT1480)数控喷丸机的主要参数为: 空气压力0.18 MPa, 弹丸材质为陶瓷丸, 弹丸直径0.3 mm, 喷射角85°, 喷丸强度0.29 A, 工作气压0.55 MPa, 覆盖率≥200%, 喷射时间分别为5, 15, 30, 45, 60 min。

SFPB处理后采用X′Pert Pro MPD型X射线衍射仪对试样表面进行平均晶粒尺寸和微观应变进行表征分析; 利用 Tecnai F30G2型场发射透射电子显微镜观察SFPB后的样品距喷丸表面不同深度处的微观组织。

2 结果与讨论

2.1 塑性变形区晶粒尺寸演化

图1为经不同SFPB处理时间后试样的X射线衍射谱。与未处理的原始试样相比, 超音速微粒轰击处理仅5 min后Ti-6Al-4V合金试样的X射线Bragg衍射峰就发生了明显的宽化, 并随着处理时间的延长, 衍射峰进一步宽化。

从衍射峰中还可以看出α相的 $(10 \bar{1} 1)$ 晶面衍射峰的宽化最为显著, 这是因为Ti-6Al-4V合金中α相的含量最多, 晶体结构为hcp结构, $(10 \bar{1} 1)$ 为主要滑移面, 其滑移难度较小, 此晶面的滑移所造成的晶粒细化效果和材料内部微观应力相对较大, 故Bragg衍射峰宽化更为显著。其他晶面的位错运动的点阵阻力较大, 滑移和孪生都较困难, 晶粒细化效果和产生的微观应力小, 宽化程度也就相对较小。根据Scherrer-Wilson方程可以近似计算出经不同处理时间(5, 15, 30, 45, 60 min)后, 试样表面层的晶粒尺寸分别为48.0, 32.0, 19.3, 19.2和19.2 nm, 微观应变分别为0.619%, 0.625%, 0.647%, 0.647%和0.651%, 可见随着处理时间的延长, 晶粒尺寸在不断减小, 微观应变逐渐增大。

图2为经不同处理时间后Ti-6Al-4V合金塑性变形区显微硬度沿厚度方向的变化关系, 由图可以看出, 试样表面显微硬度随SFPB处理时间的延长而增加, 处理时间超过30 min后, 表面显微硬度比基体显微硬度提高了1倍多。不同时间超音速微粒轰击后, 整个塑性变形层(变形层厚度约为270 μm)可以分成3个区域: 在试样表面至50 μm深度之间为纳米晶粒塑性变形层, 在该区间的纳米晶粒尺寸大约为20～100 nm, 显微硬度值明显比基体硬度大的多, 显微硬度随距表面距离的增大而急剧下降; 在距表面距离50～170 μm为亚纳米晶粒塑性变形层, 在该区间的晶粒尺寸大约为100 nm～2.0 μm, 显微硬度随距表面距离的增大成阶梯状较缓慢地下降; 在距表面距离170～270 μm为微米晶粒塑性变形区, 该区间的晶粒尺寸大约为2.0～5.0 μm, 显微硬度随距表面距离的增大而迅速下降, 在距表面大约300 μm处硬度开始逐渐趋于稳定, 最终与基体显微硬度相同。在同一深度处, 表面硬度随着处理时间的延长而增大。

图1 Ti-6Al-4V合金试样表面的XRD谱

Fig.1 XRD patterns of Ti-6Al-4V alloy specimens surface

图2 显微硬度沿厚度方向的变化

Fig.2 Variation curve of microhardness along with thickness direction

图3为经30, 45, 60 min SFPB处理后塑性变形区的SEM扫描图。从图可以直观观察到SFPB处理后试样表面至基体间晶粒组织的微观变化状况: 试样表层发生了明显的塑性变形(如图中划线部分), 表层的组织由于晶粒破碎, 变细晶粒已经难以辨别, 而且随SFPB处理时间的延长, 塑性变形的深度逐渐增加。这些特征与工业纯钛经表面纳米化后的组织特征是相似的 ^[12,13] 。同时也可看出, 超音速微粒轰击也对表面造成一定的损伤, 处理时间越长损伤程度越大。

综合XRD谱、硬度变化曲线和TEM组织实验分析结果可知, 超音速微粒轰击使Ti-6Al-4V合金表面获得了纳米组织, 并发生显著的加工硬化。喷丸时间越长表面塑性变形层愈宽, 显微硬度值愈高, 纳米晶粒愈细。但喷丸时间延长至30 min后, 除试样表面产生的损伤程度不断增大外, 表面显微硬度和晶粒度变化不再明显。

2.2 Ti-6Al-4V合金表面自身纳米化机制

在表面机械加工自身纳米化处理过程中, 晶粒细化与塑性变形机制主要取决于金属的晶体结构及层错能大小。中、高层错能的体心、面心立方晶体金属中, 通过位错滑移协调变形, 晶粒细化机制为“位错分割”方式; 低层错能及含有热力学亚稳相的金属的变形方式包括应变诱导马氏体相变、孪生与位错分解, 通过孪晶分割及马氏体分割形成纳米晶粒组织 ^[16] 。

Ti-6Al-4V双相钛合金中的α相具有hcp晶体结构, 对称结构性较低, 只有4个独立的滑移系, 滑移面主要为 $(10 \bar{1} 1)$ , 根据von-Mises准则, 金属发生均匀塑性变形至少需要5个独立滑移系。然而Ti-6Al-4V合金具有 $(10 \bar{1} 2) (11 \bar{2} 2) (11 \bar{2} 1) 3$ 个孪晶面, 可以通过孪晶的产生而实现变形; β相具有bcc晶体结构, 有12个独立的滑移系, 滑移面主要为{110}, 塑性变形以位错运动为主。因此, Ti-6Al-4V钛合金是具有较复杂的晶体结构的高层错能合金材料, 其表面自身纳米化的过程是位错运动和机械孪晶共同作用的结果。

图3 不同时间SFPB处理后塑性变形区的SEM图

Fig.3 SEM of plastic deformation area after different SFPB time (a) 30 min; (b) 45 min; (c) 60 min

2.2.1 透射电镜

为了直观观察Ti-6Al-4V合金表面纳米晶粒尺寸和形貌, 深入研究纳米化形成机制, 将超音速微粒轰击45 min后的试样放在透射电镜下观察其表面层的微观结构。

图4为SFPB处理Ti-6Al-4V合金最表层的高分辨明场像和选区电子衍射图。经超音速微粒轰击(SFPB)处理纳米化后, 在距表面270 μm的深度范围内产生了不同程度的塑性变形。在距表面约100 μm处形成了约2 μm的晶粒, 晶粒内部形成了大量的位错、位错缠结、位错墙(如图4(a)所示), 位错墙、位错缠结开始将晶粒分隔成形状不规则的位错胞。在距处理表面约60 μm处的晶粒内部形成了大量的板条状的孪晶(如图4(b)所示), 孪晶内部存在少量的位错, 孪晶之间相互交割, 开始将晶粒细化至100～200 nm。在距处理表面约40 μm处晶粒内部形成了形状不规则的位错胞(如图4(c)所示), 胞的尺寸约为50～200 nm, 胞内存在大量的位错, 位错胞之间是由位错墙、位错缠结或亚晶界分开; 在距处理表面约30 μm处形成了板条状的晶粒结构(如图4(d)所示), 板条状结构相互平行或者交割, 板条状结构之间的界限比较明显, 在板条状结构之间或内部存在大量的位错, 板条状结构内部形成了大量的约30～70 nm的纳米级晶粒, 由选区电子衍射可知, 晶粒已经随机分布, 属于大角度晶界。在距表面大约20 μm处形成了尺寸为20～50 nm的等轴状晶粒(如图4(e)所示), 由选区电子衍射可知, 晶粒更加随机。在距表面大约10 μm处形成了平均尺寸为 20 nm的晶粒(如图4(f)所示), 和X射线衍射得到的晶粒尺寸相差不大, 晶粒为等轴状, 选区电子衍射斑点成环, 表明所选区域内有多个晶粒共存, 各个晶粒之间具有随机的大角度晶体学取向差, 属于大角度晶界。表面纳米晶的形成也与变形过程中的动态再结晶有关 ^[14] , 因为随着变形度和应变速率的增加, 位错密度不断升高, 存储能也越高, 则再结晶温度越低, 很容易发生动态再结晶, 致使在材料的表层形成均匀的具有随机取向的纳米等轴晶粒。

图4 SFPB处理Ti-6Al-4V合金不同深度处TEM像

Fig.4 TEM images of SFPB sample for different depth

(a)About 100μm in depth;(b)About 60μm in depth;(c)About 40μm in depth;(d)About 30μm in depth;(e)About 20μm in depth;(f)About 10μm in depth

从基体到表面随着应变和应变速率的增加, 显微组织呈现出不同的特征。距表面约200～100 μm内, 应变及应变速率小, 塑性变形以位错为主, 位错沿{110}面滑移形成稠密的位错墙(DDWs)和随机取向的位错缠结(DTs), 在弹丸反复轰击处理过程中, 试样受到应力的重复作用, 位错不断增殖、重排和相互作用, 稠密的位错墙和位错缠结形成大量的位错胞; 随着深度的减少(100～60 μm), 应变量和应变速率增大, 位错运动达到一定程度产生塞积, 当因塞积而产生的内应力达到了发生机械孪生的临界分切应力时, 就会产生单系孪晶, 随着应变量的增加, 单系孪晶转变成多系孪晶, 孪晶之间相互交割, 进一步细化晶粒(图4(b, d)所示)。孪生变形能够调整晶粒的取向, 使位错运动易于进行, 因此孪晶的细化可以按照以下两种方式进行: 1. 位错运动和机械孪生相互协调, 通过孪生的作用, 某些孪晶的取向适合位错运动时, 内部就会产生大量的位错, 这种孪晶将按照位错运动模式细化晶粒; 2. 如果孪晶的取向仍不适合位错运动, 就会继续发生机械孪生, 改变孪晶的取向, 直到适合位错运动为止。图4(b)只通过孪生细化晶粒, 当孪晶的厚度不断减小, 并且经过取向调整后仍不适合位错运动时, 就会沿垂直晶界的方向发生剪切, 从而细化晶粒。晶粒尺寸的减小使晶粒的转动越发容易, 当晶粒细化到亚纳米级时, 孪生变形难以发生, 晶粒的细化按照位错运动的方式进行。随着距表面距离的进一步减小(距表面约30～5 μm), 应变量和应变速率急剧增加, 更多的位错在亚晶界处增殖和湮灭, 使得晶界两侧的取向差不断增加, 晶粒取向也趋于随机分布, 细小多边形亚晶或晶粒内部也会产生位错墙或位错缠结, 从而进一步细化晶粒。当位错的增殖速率和湮没速率达到平衡时, 应变的增加将不再导致晶粒尺寸的下降, 最终形成了等轴状的纳米晶粒(图4(f)), 这就是所谓的“位错分割”机制 ^[16] 。

3 结论

1. 采用超音速微粒轰击使Ti-6Al-4V合金表面获得了纳米组织, 喷丸时间越长表面塑性变形层愈宽, 纳米晶粒愈细。在处理30 min后晶粒尺寸趋于稳定, 表面平均晶粒尺寸约20 nm。

2. 试样表面显微硬度随SFPB处理时间的延长而增加, 处理时间大于30 min后, 表面显微硬度比基体显微硬度提高了1倍多; 随着距表面距离的增加, 显微硬度值逐渐下降, 直至与基体硬度相同。

3. Ti-6Al-4V合金表面纳米化是由于位错运动、孪晶的形成及交割共同作用的结果。在多方向载荷的重复作用下产生了大量位错, 在位错塞集处产生应力集中, 进而形成孪晶, 孪晶相互交割和位错的滑移相互协调, 形成了细小的孪晶和胞状组织; 当晶粒细化至亚纳米级时, 位错滑移起主导作用, 最终通过位错的湮灭和重组形成了随机分布的等轴状纳米晶粒。