曹小建，李璨柱，蘇昌敏，卞英植，王清遠(yuǎn)，村上理一

（1.南通大學(xué)建筑工程學(xué)院，南通 226019；2.四川大學(xué)建筑與環(huán)境學(xué)院，成都610065；

3.韓國慶北大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，大邱702-701，韓國；4.韓國鮮文大學(xué)機(jī)械工程系，天安336-708，韓國；5.日本德島大學(xué)機(jī)械工學(xué)系，德島770-8506，日本）

0 引 言

表面自納米化技術(shù)（SSN）［1］是指通過對金屬表面進(jìn)行強(qiáng)塑性變形使其獲得一定厚度納米結(jié)構(gòu)層的工藝。由于在常規(guī)的服役環(huán)境下，金屬材料的失效主要起源于其表面，因此表面處理技術(shù)得到了越來越廣泛的關(guān)注。表面自納米化處理后的材料在不改變化學(xué)成分的前提下表面性能顯著提高。到目前為止，通過強(qiáng)塑性變形（SPD）誘導(dǎo)產(chǎn)生納米晶的工藝主 要 有 表 面 機(jī) 械 研 磨 （SMAT）［2］、超 聲 噴 丸（USP）［3］、激光沖擊硬化（LSP）［4］、超聲表面輥壓（USRP）［5］、超聲冷鍛（UCFT/UNSM）［6］等。這些工藝均能提高材料的拉伸性能、硬度、表面殘余壓應(yīng)力、耐腐蝕性、耐磨性和疲勞強(qiáng)度［3，6－11］。研究表明，在粗晶表面形成納米晶機(jī)理主要包括位錯、孿晶以及高取向差角度晶界。金屬材料中的塑性變形行為和位錯活動主要依賴晶體結(jié)構(gòu)和層錯能。中科院金屬所基于SMAT技術(shù)，對純鐵、純鋁、純銅、316不銹鋼、304不銹鋼、鈦和鈷等金屬材料進(jìn)行了表面處理［12－15］，研究表明處理后材料表面均可獲得一定深度的強(qiáng)塑性變形層，最表層晶粒尺寸可達(dá)到納米級。

超聲表面納米化（UNSM）技術(shù)利用壓電陶瓷換能器提供超聲震動，這跟20世紀(jì)60年代Mukhanov利用磁致伸縮換能器提供的超聲能量類似［16］。Suh比較了幾種表面自納米化技術(shù)后認(rèn)為，UNSM可以獲得較高的表面硬度和較低的表面粗糙度［17］。鋁合金由于密度小、比強(qiáng)度高、耐腐蝕性好、無磁性、有良好的導(dǎo)熱性，因而被廣泛應(yīng)用在交通工具、建筑結(jié)構(gòu)和航空航天設(shè)備上。但如何提高鋁合金的力學(xué)性能和疲勞性能，一直是困擾材料學(xué)者的難題。Dai［18］、Jafari［19］和 Majzoobi［20］等 分 別 研 究 了A5052、A2024-O、A2024-T6、7A04和 A7075-T6等合金表面納米化處理后的耐磨性和熱穩(wěn)定性。朱其芳［21］等研究了超聲沖擊納米化對7B04高強(qiáng)鋁合金疲勞性能的影響。周建忠［22］等對不同能量下激光噴丸后A6061-T6鋁合金緊湊拉伸試樣疲勞裂紋擴(kuò)展行為進(jìn)行了研究，分析了殘余應(yīng)力對裂紋擴(kuò)展的影響。但目前有關(guān)超聲表面納米化對鋁合金的顯微特征及表層強(qiáng)塑性變形層對鋁合金疲勞裂紋的影響等方面還研究得不夠深入。為全面了解A6061-T6鋁合金表面納米化后的微觀特征及表層性能，作者采用UNSM技術(shù)對A6061-T6鋁合金進(jìn)行表面處理，然后對其表面形貌、殘余應(yīng)力、表層結(jié)構(gòu)、裂紋萌生機(jī)制等進(jìn)行了分析。

1 試樣制備與試驗方法

試驗采用A6061-T6鋁合金，其化學(xué)成分（質(zhì)量分 數(shù)/%）為 0.6Si，0.24Fe，0.33Cu，0.12Mn，1.0Mg，0.21Cr，0.01Zn，0.02Ti，余 Al。其屈服強(qiáng)度為276MPa，抗拉強(qiáng)度為310MPa，伸長率為20%。材料熱處理狀態(tài)為固溶熱處理（530℃水淬）后，人工時效（175℃×8h）。

超聲表面納米化技術(shù)原理在文獻(xiàn)［6］中已有詳細(xì)介紹。UNSM通過壓電陶瓷換能器產(chǎn)生頻率為20kHz的超聲振動，在試樣表面施加每秒幾萬次的沖擊壓力。超聲沖擊誘導(dǎo)材料表面產(chǎn)生強(qiáng)塑性變形，并產(chǎn)生納米晶層。沖擊頭材料為碳鎢化合物（WC），直徑為2.38mm，沖擊過程采用油冷卻。施加在試樣表面的總載荷為初始的靜載荷與呈正弦形態(tài)的動載荷之和。采用的靜態(tài)荷載分別為15N和30N，制備的兩類試樣分別記為UNSMS1和UNSMS2。超聲沖擊頻率20kHz，車床以最低速旋轉(zhuǎn)，沖擊頭前進(jìn)速度為0.2mm·s－1。

用Backer試劑（5mL氟硼酸和200mL水的混合液）對試樣做預(yù)處理，30℃下電解腐蝕（電解液為95%酒精700mL、30%高氯酸200mL和丁氧基乙醇100mL的混合液）40～80s后清洗掉殘留的氯化物。采用Olympus BN2型光學(xué)顯微鏡對A6061-T6鋁合金進(jìn)行組織觀察。

采用MVK-E3型維氏硬度計測表面硬度，載荷為0.098N，保持30s。采用Surftest SJ-400型表面粗糙度檢測儀測試樣表面粗糙度。采用X′pert PRO MRD型X射線衍射儀（XRD）對試樣表面殘余應(yīng)力進(jìn)行測試，測試時采用ODF法，選用銅靶的Kα射線對高角衍射（311）面進(jìn)行分析，每隔100μm觀察試樣表面到400μm深度的極圖。采用四聯(lián)式回轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗機(jī)對處理前后的A6061-T6合金試樣進(jìn)行疲勞試驗，試樣尺寸參照文獻(xiàn)［23］，頻率為52.5Hz，應(yīng)力比為－1。采用S-4700型掃描電子顯微鏡對疲勞斷口進(jìn)行觀察。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 表面形貌

由圖1可見，UNSM處理后合金表面更加平整。但由于在車床上操作，不可避免地產(chǎn)生橫向磨痕，結(jié)合文獻(xiàn)［23］中的分析可知，在這種橫向磨痕與材料表面原始縱向或斜向的微裂紋及初始表面缺陷的交匯處較容易萌生裂紋從而導(dǎo)致疲勞破壞。鋁合金材料較軟，加上初始靜荷載較小，因此兩種載荷處理后試樣表面形貌差異不大。

圖1 超聲表面納米化處理前后UNSM1試樣的表面形貌Fig.1 Surface morphology of USM1sample before（a）and after（b）UNSM

由圖2可見，在合金熱處理過程中形成的黑色帶棱角的硅鎂化合物雜質(zhì)，如圖2（a）中方虛框所示，在UNSM處理后，越靠近試樣表面其形貌越狹長。硅鎂化合物帶有明顯的取向性，其方向與UNSM處理時沖擊頭前行的方向一致。通過硅鎂化合物的變形可知，超聲表面納米化處理在A6061-T6合金表面形成了一定深度的強(qiáng)塑性變形層（SPD），并且初始靜載荷越大，強(qiáng)塑性變形層深度越深。

由表面粗糙度檢測可知，UNSM處理前，試樣表面平均粗糙度大約為1.48μm；UNSMS2試樣表面平均粗糙度為0.17μm，比UNSM處理前降低近一個數(shù)量級。最大表面粗糙度也從5.4μm降為了1.6μm。鋁合金硬度較低，初始靜荷載的大小對表面粗糙度的改善效果相差不大。超聲表面沖擊通過平復(fù)切削加工造成的磨痕，消除了原材料中近表面的孔洞，碎化了晶粒（包括夾雜物），獲得了較平整的表面。材料表面質(zhì)量的改善對于提高材料的抗疲勞性能有著積極的意義［23－24］。

2.2 硬度及殘余應(yīng)力

圖2 不同工藝超聲表面納米化處理前后試樣截面的顯微組織Fig.2 Microstructure of the cross-sections of different samples：（a）sample before UNSM；（b）UNSMS1sample and（C）UNSMS2sample

圖3 超聲表面納米化處理后試樣硬度沿深度的變化Fig.3 Distribution of micro Vickers hardness after UNSM

由圖3可以看到，處理前A6061-T6鋁合金試樣的表面硬度為117HV，而超聲表面納米化處理后，UNSMS1及UNSMS2試樣表面硬度分別為153HV及165HV；UNSM處理時，初始靜載荷越大，試樣的表層硬度越大；從表面到60μm深度處，兩組UNSM處理試樣的硬度均迅速下降至125HV左右，然后再緩慢下降。試樣表層硬度的提高可認(rèn)為是強(qiáng)塑性變形導(dǎo)致的晶粒細(xì)化及加工硬化共同作用的結(jié)果。

處理前試樣的表面殘余應(yīng)力（加工應(yīng)力）約為－20MPa。從圖4可知，UNSM處理后，在試樣表面明顯誘生了更大的壓應(yīng)力；UNSM處理時靜載荷越大，試樣表面的殘余壓應(yīng)力越大。

2.3 極圖及斷口形貌

為觀察超聲表面納米化處理后A6061-T6鋁合金的變形、再結(jié)晶和相變，對試樣進(jìn)行了極圖分析。文獻(xiàn)［25］研究表明鋁合金為具有高層錯能（166MJ·m－2）的面心立方晶體（fcc）結(jié)構(gòu)，其塑性變形一般通過位錯運(yùn)動進(jìn)行。文獻(xiàn)［26］總結(jié)了高層錯能立方系金屬晶粒的細(xì)化過程：UNSM處理在粗晶內(nèi)部形成位錯墻和位錯纏結(jié)；位錯墻和位錯纏結(jié)演變?yōu)樾〗嵌葋喚Ы?；小角度亞晶界繼續(xù)演變?yōu)榇蠼嵌葋喚Ы?；晶粒尺寸減小和取向差的不斷增大最終會形成納米晶組織。圖5表明，經(jīng)超聲表面納米化（初始靜載荷30N）處理后，試樣表面形成了等軸狀且取向隨機(jī)分布的納米晶組織；隨著深度的增加，塑性變形在材料內(nèi)部存在漸變過程。

由圖6可見，UNSM處理前試樣疲勞斷口附近出現(xiàn)了強(qiáng)塑性變形層。Lee等［27］認(rèn)為，經(jīng)UNSM處理后A6061-T6鋁合金的疲勞斷裂主要是V型表面缺陷引起材料剪切破壞。而典型的A6061-T6鋁合金超高周疲勞裂紋均是在近表面微孔洞或微缺陷處萌生，然后沿某條線劈裂形成線狀大裂紋［28］。UNSM技術(shù)能抑制這種由孔洞或微缺陷萌生的裂紋，提高其疲勞強(qiáng)度（約50%）［28］。UNSM處理后顯微組織中出現(xiàn)的表面V型缺陷由UNSM處理時車刀步進(jìn)時局部擠壓不均造成［23］，這方面還需要逐步改進(jìn)。

圖4 兩種超聲表面納米化后試樣的表面殘余應(yīng)力Fig.4 Residual stress of two sampes after UNSM

圖5 UNSMS2試樣不同深度的極圖極射赤平投影（左）及2.5維形貌（右）Fig.5 Stereographic projection pole figures（left）and 2.5Dmorphology（right）in different deepness of UNSMS2sample

3 結(jié) 論

圖6 疲勞斷口表面的裂紋形貌Fig.6 Crack initiation on fatigue fracture surface（a）sample before UNSMand（b）UNSMS2sample

（1）A6061-T6鋁合金超聲表面納米化處理后，其平均表面粗糙度降低約1個數(shù)量級，表面硬度及表面殘余壓應(yīng)力均顯著提高，30N的初始靜載荷誘導(dǎo)了更大的表面殘余應(yīng)力，接近－200MPa。隨初始靜載荷由15N增加到30N，強(qiáng)塑性變形層深度大幅增大，表層硬度由153HV提升到165HV。

（2）超聲表面納米化處理后，A6061-T6鋁合金表面獲得了等軸狀且取向隨機(jī)分布的納米晶組織；隨深度增加，塑性變形引起的晶粒變化顯現(xiàn)漸變特征。

（3）UNSM處理后，A6061-T6鋁合金疲勞破壞主要表現(xiàn)為剪切破壞，不同于鋁合金典型的孔洞裂紋萌生機(jī)制；超聲表面納米化對A6061-T6鋁合金內(nèi)部的孔洞及微缺陷有明顯抑制作用。

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