黃 瀟 曹子文 常 明 鄒世坤

1.武漢理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，武漢，4300702.北京航空制造工程研究所高能束流加工技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京，100024

0 引言

在航空工業(yè)中，鈦合金由于其超高的比強(qiáng)度、優(yōu)異的耐腐蝕性能，成為飛機(jī)機(jī)身壁板重要的結(jié)構(gòu)材料，同時(shí)采用熱輸入小、能量密度高的激光焊接鈦合金，可進(jìn)一步提高材料的利用率，減小材料的熱損傷以及控制焊后變形量[1]。另一方面鈦合金激光自熔焊過(guò)程中金屬汽化強(qiáng)烈使得熔池金屬沿小孔壁逆光束軸線方向遷移，出現(xiàn)熔池金屬駝峰，隨后熔池金屬快速凝固不能立即回填熔池邊緣從而導(dǎo)致焊縫咬邊缺陷出現(xiàn)，造成焊接結(jié)構(gòu)在焊縫咬邊部位存在應(yīng)力集中的情況[2]，且鈦合金對(duì)表面缺陷敏感性較高，在循環(huán)載荷的作用下易萌生疲勞裂紋，造成焊接結(jié)構(gòu)過(guò)早斷裂。由于疲勞斷裂的影響因素主要與材料的表面狀態(tài)和微觀組織結(jié)構(gòu)有關(guān)，當(dāng)工程實(shí)際中焊縫咬邊焊缺陷無(wú)法有效避免時(shí)，采用合理的工藝來(lái)減小表面粗糙度、強(qiáng)化表面、改善表面的組織結(jié)構(gòu)和殘余應(yīng)力狀態(tài)，可以顯著提高工件的疲勞性能[3]。

激光沖擊強(qiáng)化是近年來(lái)快速發(fā)展起來(lái)的新型表面強(qiáng)化技術(shù)[4-5],該技術(shù)利用高功率密度(GW/cm2級(jí))的納秒脈沖激光誘導(dǎo)等離子體沖擊波作用于工件表面，進(jìn)而使材料產(chǎn)生塑性變形，形成較深的殘余壓應(yīng)力層，可以顯著地改善材料的疲勞性能[6-8]。目前，國(guó)內(nèi)外學(xué)者在激光沖擊強(qiáng)化改善材料疲勞性能方面已進(jìn)行了一些研究。SALIMIANRIZI等[9]從殘余應(yīng)力的角度研究了激光沖擊強(qiáng)化對(duì)Al6061-T6試樣的作用，發(fā)現(xiàn)強(qiáng)化后試樣表面引入了高幅值殘余壓應(yīng)力，且殘余應(yīng)力深度達(dá)到1875μm；蔡崢嶸[10]從裂紋擴(kuò)展的角度研究了激光沖擊強(qiáng)化對(duì)TC4鈦合金的影響，發(fā)現(xiàn)激光沖擊強(qiáng)化可以有效降低疲勞裂紋擴(kuò)展速率；李東霖等[11]從疲勞源的角度研究了激光沖擊強(qiáng)化對(duì)帶表面缺陷的TC4鈦合金疲勞試件的作用，試驗(yàn)表明強(qiáng)化后裂紋源萌生位置從材料表面轉(zhuǎn)移到了材料內(nèi)部。

上述研究從不同角度分析了激光沖擊強(qiáng)化對(duì)基材疲勞性能的影響，關(guān)于激光沖擊強(qiáng)化對(duì)激光焊接接頭疲勞性能的影響還需要作進(jìn)一步探索。為實(shí)現(xiàn)激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)在鈦合金激光焊接件上的應(yīng)用，提高焊接件的疲勞性能，本文針對(duì)工程實(shí)際中TC4鈦合金單面修飾激光焊接接頭開(kāi)展激光沖擊強(qiáng)化對(duì)其疲勞性能影響的研究。對(duì)強(qiáng)化前后焊縫微觀組織、顯微硬度、殘余應(yīng)力分布變化、表面形貌及粗糙度等影響疲勞性能的關(guān)鍵因素進(jìn)行對(duì)比研究，并將兩組TC4單面修飾激光焊接接頭制成標(biāo)準(zhǔn)疲勞試樣進(jìn)行拉-拉疲勞試驗(yàn)，通過(guò)斷口觀察分析疲勞機(jī)理，從而綜合分析激光沖擊強(qiáng)化提高TC4單面修飾激光焊接接頭疲勞性能的強(qiáng)化機(jī)理。

1 試驗(yàn)材料和試驗(yàn)方法

(a)正面 (b)背面圖1 焊縫Fig.1 Welding line

試驗(yàn)材料為2mm厚的TC4鈦合金軋制板材，其名義化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：6.24Al,4.01V,0.20Fe,0.12Si,0.03C,0.02N,0.0021H,0.14O,余量Ti。對(duì)TC4試板進(jìn)行激光深熔焊形成對(duì)接焊接接頭，焊接方向垂直于軋制方向，隨后利用離焦激光束重熔修飾焊縫正面，焊縫正面和背面如圖1所示。焊后試板真空去應(yīng)力退火，退火溫度650℃，真空度9×10-2Pa，保溫1.5h，爐冷。

退火后的焊接試板經(jīng)線切割制成疲勞試樣，焊縫垂直于試樣軸向，如圖2所示。疲勞試樣分成兩組：A組為對(duì)照組，不作激光沖擊強(qiáng)化；B組焊縫雙面強(qiáng)化，強(qiáng)化前在試樣沖擊面粘貼120μm厚度的鋁箔膠帶作為保護(hù)層，通過(guò)專(zhuān)用工裝將試樣固定在機(jī)械手上。強(qiáng)化過(guò)程中在試樣沖擊表面噴去離子水，形成厚度為1～2mm的水膜，用于約束等離子體的膨脹，增大沖擊波的峰值壓力，同時(shí)在試樣沖擊背面噴去離子水形成吸波層，減小薄板強(qiáng)化過(guò)程中應(yīng)力波的反射。激光沖擊強(qiáng)化試驗(yàn)采用Nd:YAG納秒脈沖激光器，脈沖能量為25J，脈寬為15ns，沖擊光斑直徑為4mm。光斑搭接率為40%，強(qiáng)化區(qū)在焊縫中心兩側(cè)對(duì)稱(chēng)分布，寬度為13.6mm，覆蓋焊縫、熱影響區(qū)以及部分母材。

圖2 疲勞試樣尺寸圖Fig.2 Fatigue sample size diagram

2 結(jié)果與分析

2.1 焊縫微觀組織和顯微硬度變化

將試樣A和試樣B焊接接頭截面切割、打磨、拋光制成金相試樣。從焊縫截面的整體金相組織中看到，焊縫正面經(jīng)過(guò)散焦焊修飾后表面光滑，去除了咬邊和余高等缺陷，而焊縫背面具有明顯的咬邊和余高。由于疲勞裂紋一般從表面應(yīng)力集中處開(kāi)始萌生，因此焊縫背面微觀組織和顯微硬度的變化對(duì)整個(gè)焊接接頭疲勞性能的影響起主要作用。采用DHV-1000型數(shù)字顯微硬度儀測(cè)量?jī)山M試樣焊縫背面距表面200 μm下的顯微硬度，測(cè)試載荷為3 N(300 gf)，加載時(shí)間為10 s，相鄰測(cè)試點(diǎn)間距為0.2 mm，測(cè)試結(jié)果如圖3所示。

圖3 焊縫背面顯微硬度Fig.3 Microhardness on the back of the weld

由圖3可以看出，試樣A和試樣B顯微硬度均呈駝峰狀分布，焊縫熔合區(qū)的顯微硬度明顯高于母材區(qū)的顯微硬度，這與TC4鈦合金在激光焊快速凝固冷卻階段生成的針狀馬氏體α′相有關(guān)。由于激光焊的熱源集中，焊縫熔合區(qū)和熱影響區(qū)的寬度只有2 mm，遠(yuǎn)離焊縫中心的組織針狀馬氏體α′含量不斷減少，試樣A顯微硬度從380 HV急劇下降至330 HV。而試樣B經(jīng)過(guò)沖擊強(qiáng)化后熔合區(qū)、熱影響區(qū)、母材區(qū)顯微硬度較試樣A都有很大提高，尤其是存在應(yīng)力集中的焊縫咬邊部位,顯微硬度增大了10%左右。根據(jù)Hall-Petch關(guān)系式，材料的顯微硬度與晶粒直徑的關(guān)系如下[12]:

(1)

式中，d為晶粒直徑；k為常數(shù)；Hv為材料的顯微硬度；Hv0為基體的顯微硬度。

(a)試樣A (b)試樣B圖4 焊縫背面咬邊處金相組織Fig.4 Metallographic structure of undercut on the back of the weld

從式(1)中可以看到,材料顯微硬度的提高與微觀組織晶粒尺寸變小有關(guān)，因此進(jìn)一步觀測(cè)試樣A和試樣B焊縫背面咬邊部位的金相組織變化,如圖4所示。試樣A的金相組織為粗大的針狀馬氏體，最大晶粒尺寸可達(dá)50 μm，試樣B經(jīng)過(guò)激光沖擊強(qiáng)化后粗大的馬氏體在沖擊波作用下產(chǎn)生塑性切變，馬氏體晶粒發(fā)生細(xì)化，最大晶粒尺寸減小至20 μm，從而導(dǎo)致該區(qū)域顯微硬度提高。由于材料表面的抗疲勞裂紋萌生能力與材料的顯微硬度和晶粒尺寸有關(guān)，隨著顯微硬度的提高和晶粒尺寸的減小，試樣B相比于試樣A，表面抵抗疲勞裂紋萌生的能力得到提高，同時(shí)晶界的增多提高了滑移形變抗力，有利于抑制循環(huán)滑移帶的形成和起裂[13]。

2.2 焊縫背面殘余應(yīng)力的分布

依據(jù)EN.15305-2008標(biāo)準(zhǔn)，在LXRD大功率殘余應(yīng)力測(cè)試儀上測(cè)試兩組試樣焊縫背面的殘余應(yīng)力分布，選用Cu-kα特性譜線，波長(zhǎng)為1.541 838?(0.154 183 8 nm)。使用固定ψ0法進(jìn)行測(cè)試，ψ0取11個(gè)角度，每個(gè)角度曝光10次，測(cè)試點(diǎn)的位置及數(shù)據(jù)如圖5所示。

圖5 焊縫背面殘余應(yīng)力分布Fig.5 Residual stress distribution on the back of weld

試樣A經(jīng)過(guò)熱處理后焊縫表面仍殘留一定幅值的拉應(yīng)力，在距焊縫中心1 mm附近的咬邊部位殘余拉應(yīng)力達(dá)到50 MPa，該處殘余拉應(yīng)力的存在會(huì)增大循環(huán)載荷最大拉應(yīng)力的幅值，縮短疲勞裂紋萌生所需要的周期。試樣B經(jīng)強(qiáng)化后焊縫背面的殘余應(yīng)力分布較試樣A有顯著變化，焊接接頭的熔合區(qū)、熱影響區(qū)以及母材區(qū)熱處理后殘留的殘余拉應(yīng)力全部轉(zhuǎn)變?yōu)楦叻档臍堄鄩簯?yīng)力。殘余壓應(yīng)力的產(chǎn)生主要是強(qiáng)化區(qū)材料在脈沖激光誘導(dǎo)的沖擊波作用下發(fā)生塑性變形，當(dāng)沖擊波卸載后與周?chē)牧习l(fā)生彈性擠壓造成的。同時(shí),材料的幾何形狀對(duì)殘余應(yīng)力的幅值存在影響，殘余壓應(yīng)力幅值凹面強(qiáng)化最高，平面強(qiáng)化次之，凸面強(qiáng)化最低[14]。由于焊縫背面咬邊部位的幾何形狀呈凹面，故強(qiáng)化效果最強(qiáng)，殘余壓應(yīng)力在該處達(dá)到峰值-564.37±9.85 MPa。

咬邊處高幅值的殘余壓應(yīng)力可以平衡循環(huán)載荷的最大拉應(yīng)力。殘余壓應(yīng)力一方面削弱了最大拉應(yīng)力的影響，減小裂紋尖端應(yīng)力強(qiáng)度因子ΔKmax，從而降低裂紋擴(kuò)展速率；另一方面改變了循環(huán)應(yīng)力比R值，當(dāng)最小拉應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)樽畲髩簯?yīng)力時(shí)，R值由正數(shù)變?yōu)樨?fù)數(shù)，應(yīng)力比R對(duì)疲勞門(mén)檻值影響的經(jīng)驗(yàn)公式[2]為

ΔKth=(1-R)γΔKth0

(2)

式中，ΔKth為應(yīng)力強(qiáng)度因子；γ為加速因子；ΔKth0為R=0時(shí)的ΔKth。

R值符號(hào)改變可引起疲勞門(mén)檻值的提高，從而抑制疲勞裂紋源擴(kuò)展為裂紋。

2.3 強(qiáng)化前后焊縫表面形貌和粗糙度變化

采用Bruker Contour GT白光干涉儀測(cè)量試樣B強(qiáng)化前后焊縫背面表面形貌和粗糙度的變化，為了保證強(qiáng)化前后測(cè)試范圍為同一區(qū)域，固定視野中的一個(gè)飛濺作為觀察點(diǎn)，過(guò)飛濺中心的線為垂直焊縫方向的截面輪廓。從圖6a中可以看到，焊縫背面咬邊部位位于整個(gè)焊接接頭形貌的波谷處，其應(yīng)力集中系數(shù)最高，此處應(yīng)力集中情況的變化對(duì)疲勞性能起到直接影響。圖6b為焊縫同一區(qū)域強(qiáng)化后的表面形貌，相對(duì)于強(qiáng)化前輪廓曲線未發(fā)生明顯變化。其中，Ra、Rt分別用來(lái)表征輪廓均方根粗糙度、輪廓最大高度。試樣B強(qiáng)化前Rt為65.09 μm，強(qiáng)化后Rt為66.11 μm，變化率只有1.6%，激光沖擊強(qiáng)化基本上沒(méi)有改變焊縫背面咬邊區(qū)域的形貌，而Ra能全面表征所測(cè)區(qū)域的粗糙度特征，因此選擇Ra進(jìn)行對(duì)比分析。強(qiáng)化前所測(cè)區(qū)域Ra為13.13 μm，強(qiáng)化后為12.84 μm，變化率為2.2%，由此可知，激光沖擊

(a)試樣A

(b)試樣B圖6 強(qiáng)化前后焊縫背面表面形貌和粗糙度Fig.6 Weld back surface topography and roughness

強(qiáng)化對(duì)焊縫背面咬邊的粗糙度改變也非常微小。上述試驗(yàn)表明，激光沖擊強(qiáng)化對(duì)TC4單面修飾激光焊接接頭的表面形貌和粗糙度變化無(wú)明顯作用。

2.4 拉-拉疲勞試驗(yàn)

為了進(jìn)一步對(duì)比激光沖擊強(qiáng)化對(duì)試樣疲勞壽命的影響，將試樣A和試樣B在MTS810實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫下的拉-拉疲勞試驗(yàn)，最大載荷為520 MPa，應(yīng)力比R=0.1，加載頻率15 Hz。統(tǒng)計(jì)兩組試樣的疲勞循環(huán)次數(shù)進(jìn)行成對(duì)對(duì)比分析，取顯著度α為5%。首先取試樣A和試樣B各9個(gè)，配成對(duì)，計(jì)算每對(duì)中兩個(gè)體的差數(shù)，求出所有對(duì)子差值的平均值以及平方和，再對(duì)兩組試樣疲勞壽命的統(tǒng)計(jì)量t值進(jìn)行檢驗(yàn)，以確定兩組試樣疲勞壽命平均值是否存在條件誤差，然后選取置信度γ=95%，對(duì)比兩組試樣的中值壽命[15]，計(jì)算結(jié)果見(jiàn)表1。

表1 不同試樣的疲勞壽命均值檢驗(yàn)表Tab.1 Fatigue life test table of fatigue specimens with different treatment conditions

從表1中可以看到，兩組試樣各個(gè)對(duì)子差值的統(tǒng)計(jì)量t值大于tα，說(shuō)明A組和B組試樣疲勞壽命平均值之間的差異是顯著的。取置信度95%進(jìn)行區(qū)間估計(jì)，B組試樣中值疲勞壽命是A組試樣中值疲勞壽命的3.77～9.15倍。以上疲勞試驗(yàn)結(jié)果表明，強(qiáng)化后試樣疲勞中值壽命較未強(qiáng)化試樣有顯著提高。

2.5 疲勞斷口分析

在光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡下觀察A組和B組疲勞試樣的斷口形貌，研究激光沖擊強(qiáng)化對(duì)疲勞裂紋的萌生和擴(kuò)展影響，疲勞斷口截面、表面、正面形貌圖見(jiàn)圖7。

(a)試樣A

(b)試樣B圖7 疲勞斷口截面、表面、正面形貌圖Fig.7 Fatigue specimen fracture morphology

從圖7中可以看到，試樣A疲勞裂紋萌生于焊縫咬邊處，具有多個(gè)疲勞源，疲勞源沿表面擴(kuò)展相互連接。主裂紋的位置位于焊縫的邊緣處，由于焊縫邊緣存在棱角，應(yīng)力集中情況較其他部位嚴(yán)重，疲勞裂紋最先在這里萌生。試樣B強(qiáng)化后疲勞裂紋萌生位置與試樣A相同，均在焊縫咬邊處開(kāi)始萌生，但疲勞源的數(shù)量只有一個(gè)，只在試樣邊緣處萌生，其他部位的裂紋萌生受到抑制。同時(shí)疲勞裂紋沿表面的擴(kuò)展受到抑制，表面裂紋在疲勞階段的擴(kuò)展距離只有2 mm。

對(duì)比試樣A和試樣B疲勞裂紋穩(wěn)定擴(kuò)展區(qū)的形狀還可以發(fā)現(xiàn)，試樣A裂紋沿厚度方向呈上寬下窄橢圓狀擴(kuò)展，而試樣B裂紋呈上窄下寬梯形擴(kuò)展。起裂于表面的裂紋在循環(huán)應(yīng)力的作用下通常沿表面方向擴(kuò)展較快，沿厚度方向擴(kuò)展較慢，呈半橢圓形[16]。根據(jù)上一節(jié)殘余應(yīng)力的測(cè)試結(jié)果分析，上述斷口形貌變化的主要原因是強(qiáng)化后表面高幅值殘余壓應(yīng)力的引入，使裂紋沿表面方向擴(kuò)展受到抑制。

圖8所示為試樣A和試樣B距疲勞源相同距離10 μm下觀測(cè)到的疲勞裂紋早期擴(kuò)展路徑，試樣A疲勞裂紋擴(kuò)展路徑較為平坦，疲勞臺(tái)階之間的距離較寬，表明裂紋擴(kuò)展過(guò)程中受到的阻力較小，裂紋早期的擴(kuò)展以典型的疲勞條帶方式進(jìn)行，疲勞條帶之間的平均距離為0.118 μm。試樣B經(jīng)過(guò)激光沖擊強(qiáng)化后疲勞溝線(二次疲勞臺(tái)階)顯著增多，疲勞溝線之間的距離變小，整個(gè)疲勞裂紋擴(kuò)展路徑變得曲折，裂紋的擴(kuò)展在高低不平取向不一的不同平面間進(jìn)行，與試樣A相比疲勞條帶的間距減小至0.029 μm。根據(jù)相關(guān)文獻(xiàn)所述[17]，疲勞條帶之間的距離可以近似表征疲勞裂紋擴(kuò)展的速率，因此根據(jù)疲勞條帶間距的減小可以推斷出在疲勞源附近的早期裂紋擴(kuò)展過(guò)程中，試樣B疲勞裂紋的擴(kuò)展速率相對(duì)于試樣A大幅下降，從而大大延長(zhǎng)了疲勞裂紋在早期擴(kuò)展階段的周期。

(a)試樣A

(b)試樣B圖8 疲勞裂紋早期擴(kuò)展路徑Fig.8 Fatigue crack early expansion path

圖9所示為試樣A和試樣B距疲勞源相同距離200 μm下觀測(cè)到的疲勞裂紋穩(wěn)定階段擴(kuò)展路徑，與疲勞源附近的早期疲勞條帶間距相比，裂紋在距焊縫表面200 μm熔合區(qū)附近的疲勞條帶間距明顯增大。試樣A在此階段疲勞條帶的平均間距為0.175 μm，而試樣B與試樣A相比疲勞條帶的間距減小至0.090 μm，降幅較早期擴(kuò)展階段有所下降。同時(shí)試樣B部分疲勞條帶間有二次裂紋出現(xiàn)，消耗了一部分的應(yīng)變能。

(a)試樣A

(b)試樣B圖9 疲勞裂紋穩(wěn)定階段擴(kuò)展路徑Fig.9 Fatigue crack stability phase extension path

3 結(jié)論

(1)激光沖擊強(qiáng)化后焊縫咬邊處表面馬氏體組織細(xì)化，顯微硬度提高，有利于抑制焊縫疲勞裂紋萌生和擴(kuò)展。

(2)強(qiáng)化后焊接接頭表面形貌和粗糙度無(wú)明顯變化，但表面應(yīng)力狀態(tài)由殘余拉應(yīng)力分布變?yōu)闅堄鄩簯?yīng)力分布，有效削弱了焊縫咬邊處的應(yīng)力集中效應(yīng)和減小了裂紋尖端應(yīng)力強(qiáng)度因子。

(3)TC4鈦合金單面修飾激光焊接接頭經(jīng)過(guò)激光沖擊強(qiáng)化后疲勞壽命是強(qiáng)化前的3.77～9.15倍，強(qiáng)化未改變疲勞裂紋萌生位置，但抑制了多源疲勞萌生，且顯著降低了疲勞裂紋早期擴(kuò)展階段和穩(wěn)定擴(kuò)展階段的裂紋擴(kuò)展速率。

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