Influence of Microstructure on Shot Peening Effects of Ti-15-3 Alloy
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摘要: 对Ti-15-3合金分别进行淬火、炉冷和淬火+500，540℃时效处理，得到不同的显微组织，然后进行相同工艺的喷丸处理，研究喷丸处理后合金显微组织、残余应力、硬度、表面粗糙度等的演化规律。结果表明：经喷丸处理后，淬火态合金组织中出现大量孪晶，炉冷态合金发生应力诱发马氏体相变，而时效态合金的显微组织无明显变化；喷丸处理后，淬火态合金的表层残余压应力最小，炉冷态的最大；淬火态合金的硬度最低，导致由喷丸处理所产生的塑性变形范围最大，表面粗糙度最大；炉冷态合金经喷丸处理后的表面硬度最大，塑性变形范围较小；500℃时效处理合金的硬度最高，喷丸处理后其表面粗糙度最小，时效温度升至540℃时，合金的硬度和塑性变形范围均减小。Abstract: Ti-15-3 alloy with various microstructures was obtained by quenching, furnace cooling and quenching+aging at 500℃ and 540℃, respectively, and then shot peened with the same process. The evolution with of microstructure, residual stress, hardness and surface roughness after shot peening was investigated. The results show that a large number of deformation twins were induced in the quenched alloy, stress-induced martensitic phase transformation was found in the furnace cooled alloy, and no big change of microstructure was produced in the aged alloy after shot peening. Surface residual compressive stress of the quenched alloy was the smallest after shot peening, and that of the furnace cooled alloy was the largest. Hardness of the quenched alloy was the lowest resulted in the greatest plastic deformation range and the largest roughness after shot peening. The furnace cooled alloy showed the highest surface hardness and relatively small plastic deformation range after shot peening. The alloy aged at 500℃ showed the highest hardness and after shot peening the surface roughness was the smallest. With increasing aging temperature to 540℃, the hardness and the plastic deformation range decreased.
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Keywords:
- microstructure /
- residual stress /
- shot peening /
- hardness
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0. 引言
作为一种碳素结构钢,Q235钢的碳含量适中、综合性能好、成本低,被广泛用于化工、船舶、车辆等领域[1-2]。然而,Q235钢硬度较低、耐磨性差,易发生磨损失效[3-4]。通过表面熔覆技术在其表面制备与基体呈冶金结合的复合涂层,可以改善Q235钢的耐磨性能[5-6]。目前常用的表面熔覆技术包括激光熔覆、等离子熔覆、氩弧熔覆等,其中氩弧熔覆技术具有优异的熔池保护性能和简便的操作流程[7-9]。
在氩弧熔覆复合涂层过程中,基体材料、熔覆粉末和工艺参数等因素会对涂层形貌和性能产生一定影响[10-11],其中工艺参数的影响较大,因此工艺参数的选取至关重要[12-13]。时海芳等[14]通过调控氩弧熔覆电流、熔覆速度、氩气流量和电弧长度等参数在Q235钢上制备镍基复合涂层,发现熔覆电流对焊缝尺寸及组织影响最大,焊接速度和氩气流量影响较小。MENG等[15]采用不同氩弧熔覆工艺参数制备TiN-TiB2纳米晶涂层,发现当熔覆电流为120 A时纳米晶涂层的平均显微硬度为1 420 HV,耐磨性较基体显著提高。诸葛翔飞[16]分析了熔覆电流和熔覆速度对氩弧熔覆涂层力学性能和物相组成的影响,发现涂层硬度随熔覆电流减小或熔覆速度增大而升高。由上可知,优化工艺参数对提高涂层性能有着重要意义。目前,氩弧熔覆工艺参数对涂层稀释率和显微硬度等性能影响的研究还不够深入,需要进一步研究。
TiC+Al2O3/Ni复合涂层是一种通过氩弧熔覆技术制备的高性能涂层,具有优异的耐磨性能。作者在Q235钢基体表面制备了TiC+Al2O3/Ni氩弧熔覆复合涂层,通过设计四因素四水平正交试验,以稀释率和显微硬度作为响应,对熔覆电流、熔覆速度、电弧长度和氩气流量4个工艺参数进行优化,得到最佳工艺参数,并对比分析了不同工艺参数下涂层的物相组成和显微组织。
1. 试样制备与试验方法
基体材料为Q235钢,尺寸为80 mm×15 mm×10 mm,化学成分见表1。基体经砂纸打磨后用无水乙醇清洗。按照质量比为4∶1∶20称取钛粉、Ni60A合金粉、石墨烯粉,混合后,与Al2O3粉按照质量比95∶5进行配料,置于XQM-4型行星式球磨机中混合均匀,球料质量比为15∶1,转速为300 r·min−1,在混合粉中加入黏结剂（胶水）调和,涂覆于基体表面,涂覆厚度约为1 mm,自然干燥24 h后置于烘干炉内110 ℃下干燥150 min,采用ITG500AP型氩弧焊机进行熔覆制备TiC+Al2O3/Ni复合涂层,熔覆电极为直径2 mm的铈钨电极,钨极角度为60°,保护气体为氩气,纯度为99.9%,熔覆过程如图1所示。设计了四因素四水平（见表2）的正交试验对工艺参数进行优化。
表 1 Q235钢的化学成分Table 1. Chemical composition of Q235 steel元素 C Mn Si S P Fe 质量分数/% ≤0.22 ≤0.7 ≤0.3 ≤0.05 ≤0.045 余 表 2 正交试验因素和水平Table 2. Orthogonal test factors and levels水平 熔覆电流/A 熔覆速度/(mm·s−1) 电弧长度/mm 氩气流量/(L·min−1) 1 100 1 1 8 2 110 2 2 10 3 120 3 3 12 4 130 4 4 14 稀释率是影响熔覆涂层显微硬度等性能的重要因素,因此以这两者作为响应。熔覆涂层横截面结构示意如图2所示,稀释率的计算公式为
(1) (2) (3) 式中：η为稀释率；S2为熔合区面积；l1,l2分别为涂层区弧长和熔合区弧长；L1,L2分别为涂层区弦长和熔合区弦长；Sz为两弧l1,l2与两斜边所围成的涂层面积；St为两弦L1,L2与两斜边所围面积；S1为弧l1和弦L1所围面积；R1,R2分别为涂层区弧和熔合区弧的半径；h2为熔深；h1为弦高。
采用DX-2700BH型X射线衍射仪（XRD）对涂层进行物相分析,铜靶,Kα射线,波长为0.154 nm,管电压为40 kV,工作电流为40 mA,扫描速率为6 （°）/min,衍射角范围为20°~90°。在熔覆涂层上沿横向采用线切割制取尺寸为15 mm×15 mm×10 mm的金相试样,经研磨、抛光,用体积比为30∶3∶1的C2H5OH+HNO3+HF混合溶液腐蚀30 s后,采用EVO MA10型扫描电子显微镜（SEM）观察显微组织。采用HV-1000A型显微硬度测试仪测试显微硬度,载荷为1.96 N,保载时间为10 s,从距熔覆层上表面0.2 mm处开始取点测试,沿涂层的最大熔深方向由熔覆层至基体每隔0.3 mm取点,相同深度处测试3点取平均值。
2. 试验结果与讨论
2.1 正交试验结果
不同熔覆工艺条件下复合涂层的稀释率以及距表面0.2 mm处的显微硬度如表3所示,极差分析结果如表4所示。由表4可知：对稀释率的影响程度由大到小依次为熔覆速度、熔覆电流、电弧长度、氩气流量；随着熔覆速度增加,涂层稀释率减小,这是由于熔覆速度增加会减少热源停留时间,导致基体吸收的热量减少,稀释率减小；随着熔覆电流增加,稀释率增大,这是由于熔覆电流增加会使输入的热量增加,基体熔化区域增加；随着电弧长度增加,稀释率减小,这是由于电弧长度增加意味着钨极到试样的工作距离增大,热量损失增加,基体吸收热量减少；氩气流量对稀释率影响较小。根据稀释率指标,最优工艺参数组合为熔覆电流100 A,熔覆速度4 mm·s−1,电弧长度4 mm,氩气流量12 L·min−1。
表 3 正交试验结果Table 3. Orthogonal test result编号 熔覆电流/A 熔覆速度/(mm·s−1) 电弧长度/mm 氩气流量/(L·min−1) 误差列 稀释率/% 显微硬度/HV 1 100 1.0 1.0 8 1 71.1 556.9 2 100 2.0 2.0 10 2 17.5 531.0 3 100 3.0 3.0 12 3 26.2 534.8 4 100 4.0 4.0 14 4 20.7 466.2 5 110 1.0 2.0 12 4 52.0 572.0 6 110 2.0 1.0 14 3 24.2 639.9 7 110 3.0 4.0 8 2 24.1 551.2 8 110 4.0 3.0 10 1 41.7 395.2 9 120 1.0 3.0 14 2 47.9 563.8 10 120 2.0 4.0 12 1 60.8 608.4 11 120 3.0 1.0 10 4 37.7 671.7 12 120 4.0 2.0 8 3 16.1 619.3 13 130 1.0 4.0 10 3 70.5 569.2 14 130 2.0 3.0 8 4 50.4 593.9 15 130 3.0 2.0 14 1 47.6 589.7 16 130 4.0 1.0 12 2 52.8 576.6 响应 水平 熔覆电流 熔覆速度 电弧长度 氩气流量 稀释率/% 1 33.9 60.4 55.3 46.4 2 35.5 38.2 40.2 44.0 3 40.6 33.9 35.6 33.3 4 55.3 32.8 34.2 41.6 极差 21.4 27.5 21.1 13.1 显微硬度/HV 1 522.2 565.5 611.3 580.3 2 539.6 593.6 578.0 541.8 3 615.8 586.9 521.9 573.0 4 582.4 514.3 548.8 564.9 极差 93.6 79.0 89.4 38.5 对显微硬度的影响程度由小到大为熔覆电流、电弧长度、熔覆速度、氩气流量；随着熔覆电流增加,显微硬度先增大后减小,这是由于熔覆电流的增加释放出更多热量,促使熔池内反应更完全,提高了显微硬度,但熔覆电流过大时,合金元素在涂层的占比减小,导致涂层显微硬度减小；随着电弧长度增加,显微硬度先减小后增大,这是由于电弧长度的增加会使熔池内热量不足导致反应不完全,但当电弧长度增加到一定值后,由于熔池温度的进一步降低,冷却速率变慢,这可能导致局部区域的再结晶或相变,从而增大显微硬度,但电弧长度过大不能确保熔覆质量；随着熔覆速度增加,显微硬度先增大后减小,这是由于随着熔覆速度增加,熔覆层冷却速率加快,有助于细化晶粒从而提高显微硬度,但熔覆速度过快会使输入的热量减少,导致熔池内反应不完全,从而降低显微硬度；氩气流量对显微硬度影响较小。根据显微硬度指标,最优工艺参数组合为熔覆电流120 A,熔覆速度2 mm·s−1,电弧长度1 mm,氩气流量12 L·min−1。
稀释率过小,会导致涂层与基体之间的结合强度较差,稀释率过大则会有过多的基体元素进入涂层,使熔覆合金元素在涂层的占比减小,导致显微硬度降低。为保证适中的稀释率和较高的显微硬度,最佳工艺参数组合为熔覆电流120 A,熔覆速度2 mm·s−1,电弧长度2 mm,氩气流量12 L·min−1。
2.2 复合涂层物相组成及显微组织
由图3可见：最佳工艺参数下制备的TiC+Al2O3/Ni复合涂层的物相主要包括Al2O3、M23C6、TiC以及NiAl相；NiAl相衍射峰强度较小,这是由于Al2O3受热后仅部分分解,导致进入熔池的铝元素较少,另一部分仍以半熔状态分布在涂层内。
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图 3 最佳工艺参数下TiC+Al2O3/Ni复合涂层的XRD谱Figure 3. XRD parttern of TiC+Al2O3/Ni composite coating under optimal process parameters选取稀释率最小的工艺参数组合（熔覆电流100 A,熔覆速度4 mm·s−1,电弧长度4 mm,氩气流量12 L·min−1）为较优工艺参数。由图4结合XRD谱可知：较优工艺参数下制备的涂层中生成了一定数量的白色TiC颗粒相且分布较均匀；相比较优工艺参数下,最佳工艺参数下制备的涂层中TiC颗粒相的尺寸更细小且分布更均匀,多呈块状,少量类花瓣状。最佳工艺参数下单位时间内释放热量可使反应更完全,部分Al2O3受热分解,释放铝元素进入熔池,改善熔池流动性,使涂层组织得到细化[17]。
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图 4 不同工艺参数下TiC+Al2O3/Ni复合涂层的显微组织Figure 4. Microstructures of TiC+Al2O3/Ni composite coating under different process parameters: (a) relatively good parameters and (b) optimal parameters2.3 复合涂层显微硬度
由图5可见：较优工艺参数和最佳工艺参数下复合涂层的截面显微硬度分布趋势相似,均呈随距表面距离增加先升高后降低的趋势。热影响区显微硬度迅速下降的原因是熔覆粉末与基体之间发生渗透作用,使基体中的一些元素被稀释,受热后,部分组织转化为马氏体。较优工艺参数下涂层厚度为1 mm,硬度平均值为613.5 HV；最佳工艺参数下涂层厚度增加至1.2 mm,硬度平均值增大到680.9 HV。这是因为在最佳工艺条件下,涂层内部反应更充分,均匀分布的增强相使得硬度分布均衡,产生的弥散强化提高了硬度水平。
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图 5 不同工艺参数下TiC+Al2O3/Ni复合涂层纵截面显微硬度分布Figure 5. Microhardness distribution on longitudinal section of TiC+Al2O3/Ni composite coating under different process parameters3. 结论
（1）对TiC+Al2O3/Ni复合涂层稀释率的影响程度按从大到小排序为熔覆速度、熔覆电流、电弧长度、氩气流量,对显微硬度的影响程度按从大到小排序为熔覆电流、电弧长度、熔覆速度、氩气流量。随着熔覆速度增大,稀释率减小,显微硬度先增大后减小；随着熔覆电流增加,稀释率增大,显微硬度先增大后减小；随着电弧长度增加,稀释率减小,显微硬度先减小后增大；氩气流量对两者影响较小。
（2）综合考虑稀释率和硬度指标,确定最佳工艺参数为熔覆电流120 A,熔覆速度2 mm·s−1,电弧长度2 mm,氩气流量12 L·min−1。
（3）相比以稀释率最小为指标获得的较优工艺参数（熔覆电流100 A,熔覆速度4 mm·s−1,电弧长度4 mm,氩气流量12 L·min−1）,最佳工艺参数下制备的涂层中TiC颗粒的尺寸更细小且分布更均匀,涂层厚度更大,为1.2 mm,显微硬度更大,为680.9 HV。
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