徐松超，蓋鵬濤，付雪松，陳國清，周文龍,3

（1.大連理工大學(xué) 材料學(xué)院 凝固控制與數(shù)字化重點(diǎn)試驗(yàn)室，遼寧 大連 116023；2.中國航空制造技術(shù)研究院，北京 100024；3.大連理工（營口）新材料工程中心有限公司，遼寧 營口 115004）

TC17 具有高強(qiáng)度、高斷裂韌性和高淬透性，被稱為“三高鈦合金”，被廣泛應(yīng)用于制造航空工業(yè)中要求高承載能力的風(fēng)扇盤、壓氣機(jī)盤、直升機(jī)漿轂等零部件[1-3]。但鈦合金缺口敏感性高，而高強(qiáng)度鈦合金缺口敏感性則更高，由此導(dǎo)致的疲勞斷裂成為影響鈦合金航空結(jié)構(gòu)件安全服役的重要隱患之一[4]。疲勞裂紋源通常位于材料表面，人們更青睞于通過改善材料表面完整性來提高材料的疲勞性能[5-9]，其中噴丸強(qiáng)化因?yàn)楣に嚭唵巍?qiáng)化效果顯著、不受工件形狀和位置限制等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于提高零部件疲勞壽命。

近年來，國內(nèi)外學(xué)者大量研究了噴丸強(qiáng)化對鈦合金表面完整性和疲勞壽命的影響，促進(jìn)了多種鈦合金噴丸強(qiáng)化工藝在機(jī)械和航空領(lǐng)域的工程應(yīng)用。Hitoshi Soyama 等[10]研究發(fā)現(xiàn)，噴丸強(qiáng)化使金屬粉末直接激光燒結(jié)（DMLS）和電子束熔煉（EBM）工藝成形TC4 鈦合金的疲勞壽命分別提升1.92 倍和1.95 倍。李世平等[11]利用噴丸強(qiáng)化，使TC21 鈦合金的旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞壽命相較基材壽命提升了4.7 倍。噴丸強(qiáng)化在TC21 鈦合金表層引入了370 μm 厚的殘余壓應(yīng)力場，最大殘余壓應(yīng)力為–903.5 MPa，出現(xiàn)在距表面130 μm處，同時(shí)噴丸強(qiáng)化后，靶材表面硬度（6.7 GPa）相較基體硬度（3.2 GPa）提升了109%[12]。田唐永等[13]采用濕噴丸強(qiáng)化方法使TC4 靶材表面的顯微硬度相較基體提升了17.4%，并在靶材表面產(chǎn)生了–750 MPa的最大殘余壓應(yīng)力。經(jīng)拉-拉疲勞試驗(yàn)后發(fā)現(xiàn)，噴丸強(qiáng)化后，TC4 鈦合金的疲勞壽命比基體高近10 倍。楊啟等[14]研究了噴丸強(qiáng)化引起的TC4 鈦合金靶材表面微凸體、表層加工硬化、表層殘余壓應(yīng)力場的特征，在微動疲勞試驗(yàn)中，噴丸強(qiáng)化具有降低裂紋數(shù)量、減少裂紋形式、抑制疲勞裂紋萌生的作用。針對TC4鈦合金的研究表明[15]，干噴丸強(qiáng)化使得表層等軸組織向纖維組織轉(zhuǎn)變；濕噴丸強(qiáng)化在靶材表層產(chǎn)生了約10 μm 的細(xì)晶強(qiáng)化和10～160 μm 深的位錯(cuò)強(qiáng)化。國內(nèi)學(xué)者[16-18]大量的研究成果表明：噴丸強(qiáng)化可以有效地提高鈦合金的疲勞壽命，主要原因是噴丸強(qiáng)化過程中，材料表層產(chǎn)生加工硬化效應(yīng)和引入殘余壓應(yīng)力場，有效抑制了疲勞裂紋的萌生和擴(kuò)展。但是噴丸強(qiáng)度需要控制在合理的范圍，噴丸強(qiáng)度不夠時(shí)，加工硬化和殘余應(yīng)力不足，對疲勞壽命沒有顯著的改善效果；而噴丸強(qiáng)度過大時(shí)，表面硬化層可能被去掉，且表面粗糙度過大，反而可能降低材料的疲勞壽命。這種噴丸強(qiáng)化過度的情況通常稱作“過噴丸現(xiàn)象”，很多材料都存在“過噴丸”問題，但鮮有學(xué)者對過噴丸的機(jī)理開展深入研究。

本文以TC17 鈦合金為研究對象，采用干、濕噴丸兩種工藝方法，開展不同噴丸工藝對靶材表層硬度和殘余應(yīng)力場影響的研究，并采用EBSD 探究材料“過噴丸現(xiàn)象”出現(xiàn)的微觀機(jī)制，深入探討噴丸工藝對TC17 鈦合金材料性能的影響規(guī)律，以期為噴丸強(qiáng)化工藝在鈦合金表面改性方面的應(yīng)用實(shí)踐提供技術(shù)支持。

1 試驗(yàn)

1.1 材料

試驗(yàn)材料為TC17 鈦合金，主要成分為Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr（質(zhì)量分?jǐn)?shù)），試樣尺寸為60 mm×30 mm×5 mm。原始試樣在掃描電鏡下的顯微組織如圖1 所示，試驗(yàn)用的TC17 鈦合金為典型α+β 的網(wǎng)籃組織。

圖1 TC17 鈦合金的顯微組織Fig.1 Microstructure of TC17 titanium alloy

1.2 噴丸強(qiáng)化試驗(yàn)

采用MP15000 數(shù)控噴丸機(jī)對TC17 鈦合金進(jìn)行干噴丸強(qiáng)化。噴丸介質(zhì)采用B60 陶瓷丸。具體工藝參數(shù)如表1 所示。采用JY-120WB 液體噴丸機(jī)對TC17鈦合金進(jìn)行濕噴丸強(qiáng)化。噴丸介質(zhì)采用水和B60 陶瓷丸。具體工藝如表2 所示。

表1 干噴丸工藝參數(shù)Tab.1 Process parameters of dry shot peening

表2 濕噴丸工藝參數(shù)Tab.2 Process parameters of wet shot peening

1.3 微觀結(jié)構(gòu)表征與性能測試

顯微硬度采用HV-10008 華銀顯微硬度計(jì)進(jìn)行測試。

采用Empyrean03030502 X 射線衍射儀進(jìn)行殘余應(yīng)力的測試。測試點(diǎn)位為試樣的中心點(diǎn)。具體測試參數(shù)：管電壓45 kV，管電流40 mA，Cu 靶，衍射晶面（213），掃描范圍137°～143°，同傾法測量。采用化學(xué)腐蝕法對樣品進(jìn)行剝層，測定殘余應(yīng)力場沿深度方向的分布。腐蝕試劑配比：V(HF):V(HNO3):V(H2O)=1:2:47。

EBSD 采用JSM-7001F 場發(fā)射掃描電鏡進(jìn)行數(shù)據(jù)采集。具體試驗(yàn)參數(shù)為：加速電壓20 kV，掃描步長0.2 μm/s，工作距離16 mm。數(shù)據(jù)采用TSL OIM Analysis軟件進(jìn)行后處理分析。

旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)在QBWP-6000J-NO.1 簡支梁旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，將應(yīng)力定為655 MPa。特定噴丸強(qiáng)度試樣分別進(jìn)行5 組疲勞試驗(yàn)，并記錄其疲勞壽命。

2 結(jié)果及分析

2.1 噴丸工藝對試樣殘余應(yīng)力場的影響

鈦合金經(jīng)噴丸強(qiáng)化后，在表層所引入的殘余壓應(yīng)力場在疲勞過程中可以有效地抵消部分外加載荷，降低有效拉應(yīng)力，從而延緩裂紋萌生和早期擴(kuò)展，是噴丸強(qiáng)化中重要的強(qiáng)化因素[19-21]。因此，噴丸強(qiáng)化處理工藝對鈦合金表層殘余應(yīng)力分布狀態(tài)的影響，常常是噴丸工藝研究重點(diǎn)關(guān)注的問題。圖2 為TC17 鈦合金經(jīng)干、濕噴丸工藝處理后表層的殘余應(yīng)力場分布圖。如圖2a 所示，干噴丸強(qiáng)化工藝中，殘余應(yīng)力沿深度方向分布曲線呈現(xiàn)典型的對號形式。不同噴丸工藝強(qiáng)化后的試樣，殘余應(yīng)力層深度為200～250 μm，表面殘余應(yīng)力為–690～ –760 MPa，最大殘余應(yīng)力為–800～–1200 MPa，在距表面30～35 μm 處。表面殘余應(yīng)力隨著噴丸強(qiáng)度的增大而有所增加，且分布層深也隨之增大。當(dāng)噴丸強(qiáng)度由0.40 mmN 增大到0.50 mmN 時(shí)，最大殘余應(yīng)力由–1191.5 MPa 降低到–1062.6 MPa，近表層殘余壓應(yīng)力發(fā)生松弛，最大殘余應(yīng)力值降低。

由圖2b 所示濕噴丸殘余應(yīng)力場中，S1 并未出現(xiàn)噴丸強(qiáng)化后典型的“對號”形曲線，其最大殘余壓應(yīng)力出現(xiàn)在表層。原因是噴丸強(qiáng)度較小時(shí)，鈦合金表面的形變程度相對較小[22]。對比S1—S3 可以看出，S1的最大殘余應(yīng)力在靶材表面為–724.7 MPa，S2 和S3的最大殘余應(yīng)力分別出現(xiàn)在距表面16、25 μm 處，分別為–763.6、–943.9 MPa。說明隨著噴丸強(qiáng)度的增加，最大殘余壓應(yīng)力也增大，并向內(nèi)部移動。噴丸強(qiáng)度由0.40 mmN 增加到0.50 mmN，S4 獲得了較深的殘余應(yīng)力層，但最大殘余壓應(yīng)力由–943.9 MPa 降低到–886.1 MPa，過高的噴丸強(qiáng)度反而使近表層殘余應(yīng)力降低，殘余應(yīng)力層發(fā)生了殘余應(yīng)力松弛。

圖2 不同噴丸工藝強(qiáng)化后對殘余應(yīng)力場的影響Fig.2 Effect of different shot peening processes on the residual stress field

噴丸強(qiáng)化中，彈丸沖擊材料表面使得表層產(chǎn)生的塑性變形，其實(shí)質(zhì)上屬于循環(huán)塑性應(yīng)變[16]。在循環(huán)應(yīng)變過程中，凡是材料的硬度升高，其任意晶面的X射線衍射譜線半高寬（β）變寬，反之則變窄[23]。對不同噴丸工藝處理后的TC17 鈦合金，統(tǒng)計(jì)其表層（213）晶面衍射譜線半高寬（β）隨層深的變化（圖3）發(fā)現(xiàn)，經(jīng)干、濕噴丸強(qiáng)化的鈦合金表層均產(chǎn)生了強(qiáng)烈的加工硬化傾向。圖3a 和圖3b 顯示，當(dāng)噴丸強(qiáng)度由0.40 mmN 增大到0.50 mmN 時(shí)，干、濕噴丸鈦合金表層的（213）晶面衍射譜線半高寬均有明顯的降低，表明過高的噴丸強(qiáng)度導(dǎo)致靶材表層發(fā)生加工軟化傾向。因此，噴丸強(qiáng)度過大會因表層加工軟化而引起近表層噴丸層的應(yīng)力松弛。

圖3 不同噴丸工藝強(qiáng)化后X 射線衍射譜線半高寬-深度曲線關(guān)系Fig.3 FWHM-depth curve after strengthened by different shot peening processes

2.2 噴丸強(qiáng)度對試樣顯微硬度的影響

圖4 為干、濕噴丸強(qiáng)化工藝對鈦合金表層顯微硬度的影響。干、濕噴丸強(qiáng)化處理均使鈦合金表層發(fā)生加工硬化，硬度明顯增大。從表層向內(nèi)部深度增加，硬度逐漸降低，最終趨近于基體硬度（～390HV）。干、濕噴丸強(qiáng)化處理后，鈦合金靶材硬度層深度分別為140～150 μm 和 100～120 μm，表 面 硬 度 分 別 為540～590HV 和490～510HV。隨著噴丸強(qiáng)度的增大，加工硬化程度隨之增加。噴丸強(qiáng)度為0.21、0.30 mmN時(shí)，干噴丸靶材表面硬度分別達(dá)到542、550HV，較基體硬度（390HV）分別提升了38.9%和41.%；濕噴丸靶材表面硬度分別達(dá)到494.8、501.5HV，較基體硬度值分別提升了26.9%和28.6%。當(dāng)噴丸強(qiáng)度達(dá)到0.40 mmN 時(shí)，干、濕噴丸后，靶材表面硬度均達(dá)到最大值，分別為590、507HV，硬度分別提升了51.3%和30.0%。但噴丸強(qiáng)度增加到0.50 mmN 時(shí)，干噴丸強(qiáng)化靶材表面硬度卻降低到575HV，濕噴丸靶材表面硬度由507HV 降低到500HV。分析殘余應(yīng)力場與硬度的試驗(yàn)結(jié)果，當(dāng)噴丸強(qiáng)度達(dá)到0.50 mmN 時(shí)，干、濕噴丸強(qiáng)化處理的鈦合金表層均出現(xiàn)了應(yīng)力松弛及加工軟化現(xiàn)象，表明噴丸處理出現(xiàn)了“過噴丸”現(xiàn)象。

圖4 不同噴丸工藝對顯微硬度場的影響Fig.4 Effect of different shot peening processes on the microhardness field

與相同噴丸強(qiáng)度的干噴丸強(qiáng)化相比，濕噴丸強(qiáng)化后，鈦合金的殘余應(yīng)力場深度與顯微硬度場深度都相對較小，且表面殘余應(yīng)力值、最大殘余應(yīng)力值與表面硬度值也較小。這是因?yàn)闈駠娡韫に囍袊娡杞橘|(zhì)由水以及彈丸組成，會在接觸到鈦合金表面時(shí)形成一層液膜，一方面起到了潤滑的作用，另一方面對于彈丸沖擊靶材表面起到了一定的緩沖作用[13,24]。

2.3 噴丸強(qiáng)化處理后試樣的EBSD 分析

為了研究噴丸工藝中產(chǎn)生過噴丸現(xiàn)象的機(jī)理，對經(jīng)不同噴丸工藝處理的靶材表層進(jìn)行了EBSD 分析。圖5 為干、濕噴丸工藝后靶材表層微觀組織。每組圖片中左圖顯示α 相和β 相，右圖顯示出晶界和相界。本文將統(tǒng)計(jì)90%小角度晶界分布層的厚度定義為形變層深度，此深度相比硬化層深度較小，是由于晶體缺陷、位錯(cuò)在晶界圖中無法體現(xiàn)，以小角度晶界為參照定義層厚，但形變層深度與硬化層深度變化趨勢和整體趨勢一致。由圖5a 可以看出，原始板材表面由于經(jīng)過機(jī)加工處理，在表層殘留有約5 μm 厚的形變層，單位面積內(nèi)小角度晶界所占比例為7%。圖5b、圖5d、圖5f 和圖5c、圖5e、圖5g 可見，隨著噴丸強(qiáng)度的增加，噴丸處理后的形變層厚度均增加，干噴丸強(qiáng)化的形變層厚度由24 μm 增加到35 μm，濕噴丸強(qiáng)化的形變層厚度由15 μm 增加到31 μm。單位面積內(nèi)小角度晶界所占比例也隨噴丸強(qiáng)度的增加而增加，干噴丸強(qiáng)化工藝的噴丸強(qiáng)度為0.20、0.30、0.40 mmN時(shí)，試樣表層的小角度晶界所占比例分別為12.6%、19.5%、23.0%，濕噴丸強(qiáng)化試樣表層的小角度晶界所占比例分別為11.6%、14.4%和18.4%。此外，在近表層還發(fā)生了小角度晶界向大角度晶界轉(zhuǎn)變的現(xiàn)象，片層狀α 相被橫向貫穿的大角度晶界所割裂（如圖5中局部放大圖所示）。圖5h 和圖5i 顯示，當(dāng)噴丸強(qiáng)度增加到0.50 mmN 時(shí)，干噴丸靶材表層單位面積內(nèi)的小角度晶界所占比例由噴丸強(qiáng)度為0.40 mmN 時(shí)的23.0%減少到20.3%，大角度晶界占比由0.40 mmN時(shí)的77.0%增長到79.7%；濕噴丸靶材表層單位面積內(nèi)的小角度晶界占比雖然從噴丸強(qiáng)度為0.40 mmN 時(shí)的18.6%增大到0.50 mmN 時(shí)的20.0%，但其增長率（8.7%）卻相比S1→S2（24.1%）與S2→S3（27.8%）有了明顯的降低。由此說明，當(dāng)噴丸強(qiáng)度從0.40 mmN增大到0.50 mmN 時(shí)，大角度晶界的增長速率明顯增加。

圖5 不同噴丸工藝對TC17 表層微觀組織的影響Fig.5 Effect of different shot peening processes on the surface microstructure of TC17

在經(jīng)過機(jī)加工以及噴丸強(qiáng)化處理后的靶材表面所產(chǎn)生的小角度晶界，是靶材表面塑性形變及位錯(cuò)在β 相及α 相片層內(nèi)增殖、聚集和交互反應(yīng)的結(jié)果。小角度晶界絕大多數(shù)都分布在α 相內(nèi)，這是由于：鈦合金中α 相為密排六方結(jié)構(gòu)，層錯(cuò)能低。在位錯(cuò)運(yùn)動受到阻礙時(shí)，全位錯(cuò)更易于分解為兩個(gè)不全位錯(cuò)+層錯(cuò)的組態(tài)，難以交滑移，位錯(cuò)組態(tài)的運(yùn)動性差。而β 相為體心立方結(jié)構(gòu)，具有較高的層錯(cuò)能。當(dāng)靶材表層產(chǎn)生塑性形變時(shí)，全位錯(cuò)不易分解，易于通過交滑移繼續(xù)運(yùn)動，小角度晶界更易在α 相內(nèi)形成。靶材表層α相內(nèi)的小角度晶界通過不斷吸納位錯(cuò)，使得取向差進(jìn)一步增大，逐漸轉(zhuǎn)變成大角度晶界[25]。

圖6 為干、濕噴丸工藝強(qiáng)化后鈦合金表層中α 相內(nèi)取向差分布圖。如圖6a 所示，扣除機(jī)加工殘留在鈦合金表層的小角度晶界影響，初始態(tài)（G0）相界多為大角度晶界（≥15°），并且在60°、90°附近存在明顯的峰值，這與文獻(xiàn)[26]中提出的在同一β 相中所析出的片狀α 相出現(xiàn)的取向差一致。比較圖6a 和圖6b 中G1—G3 與S1—S3 可以看出，隨著噴丸強(qiáng)度的增加，干、濕噴丸強(qiáng)化處理后，鈦合金表層的小角度晶界所占比例均有明顯增加。但當(dāng)噴丸強(qiáng)度由0.40 mmN 提高到0.50 mmN 時(shí)，干噴丸試樣α 相中的小角度晶界所占比例由45%降低到35%，濕噴丸試樣α 相中的小角度晶界所占比例由42%降低到30%。由此表明，噴丸強(qiáng)度為0.21～0.40 mmN 時(shí)，隨著噴丸強(qiáng)度的增加，位錯(cuò)增殖、纏結(jié)、交互反應(yīng)產(chǎn)生越來越多的小角度晶界，并且在近表層形變量較大區(qū)域發(fā)生少量的小角度晶界轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼嵌染Ы?。?dāng)噴丸強(qiáng)度由0.40 mmN 增大到0.50 mmN 時(shí)，由于噴丸介質(zhì)對于靶材表面沖擊能量增大，靶材表層塑性形變程度加劇，使得大量的小角度晶界吸納位錯(cuò)轉(zhuǎn)變成大角度晶界。

圖6 不同噴丸強(qiáng)化后α 相內(nèi)取向差分布圖Fig.6 Distribution of misorientation in α phase after strengthened by different shot peening processes

綜合殘余應(yīng)力場、硬度及EBSD 分析表明，過高的噴丸強(qiáng)度（0.50 mmN）并不能使TC17 鈦合金表層獲得更高的殘余應(yīng)力場以及硬度，反而會發(fā)生過噴丸現(xiàn)象。過噴丸正是由于產(chǎn)生加工軟化所導(dǎo)致的應(yīng)力松弛。從EBSD 分析可以看出，當(dāng)噴丸強(qiáng)度為0.50 mmN時(shí)，發(fā)生了大量的小角度晶界轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼嵌染Ы?，使得晶?nèi)位錯(cuò)密度降低而呈現(xiàn)的軟化作用增強(qiáng)，導(dǎo)致表層硬度和殘余壓應(yīng)力隨著噴丸強(qiáng)度的增加而下降。

2.4 噴丸強(qiáng)化處理后試樣的疲勞性能

表3 為經(jīng)干、濕噴丸強(qiáng)化后TC17 鈦合金的旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞壽命。由表3 可見，噴丸強(qiáng)度由0.40 mmN增大到0.50 mmN 時(shí)，干噴丸強(qiáng)化后的TC17 鈦合金平均疲勞壽命由1 156 195 次提升到1 895 634 次，疲勞壽命提高了63.9%；濕噴丸強(qiáng)化后的TC17 鈦合金平均疲勞壽命由3 843 686 次提高到4 521 216 次，疲勞壽命提高了17.6%。對比相同噴丸強(qiáng)度下干、濕噴丸強(qiáng)化后TC17 鈦合金的疲勞壽命，發(fā)現(xiàn)濕噴丸疲勞壽命比干噴丸高，這是由于經(jīng)濕噴丸強(qiáng)化后，表面粗糙化程度比干噴丸小，表面應(yīng)力集中效應(yīng)低。綜合考慮殘余應(yīng)力場、硬度以及EBSD 分析，雖然噴丸強(qiáng)度由0.40 mmN 增大到0.50 mmN 時(shí)出現(xiàn)過噴丸現(xiàn)象，但過噴丸現(xiàn)象并不嚴(yán)重，殘余應(yīng)力場和硬度降低程度仍比較小，且此時(shí)大角度晶界數(shù)量增加，對于裂紋萌生與擴(kuò)展起到了阻礙作用[16-17]，因此疲勞壽命并沒有表現(xiàn)下降。

表3 噴丸強(qiáng)化后TC17 鈦合金旋彎疲勞壽命Tab.3 Rotating bending fatigue life of TC17 titanium alloy after strengthened by shot peening

3 結(jié)論

1）在TC17 鈦合金噴丸強(qiáng)化處理過程中，當(dāng)噴丸強(qiáng)度為0.21 mmN 時(shí)，干噴丸強(qiáng)化最大殘余應(yīng)力出現(xiàn)在次表層，濕噴丸強(qiáng)化最大殘余應(yīng)力出現(xiàn)在表層。干、濕噴丸強(qiáng)度為0.40 mmN 時(shí)，最大殘余應(yīng)力分別出現(xiàn)在沿深度方向距干、濕噴丸面33、25 μm 處，分別為–1191.5、–943.9 MPa。

2）當(dāng)噴丸強(qiáng)度為0.40 mmN 時(shí)，經(jīng)干、濕噴丸強(qiáng)化處理后的TC17 鈦合金表面均可獲得較高的硬度（干噴丸 590HV，濕噴丸 507HV），較基體硬度（390HV）分別提升了51.3%和30.0%。

3）當(dāng)噴丸強(qiáng)度為0.50 mmN 時(shí)，噴丸強(qiáng)度過高，使靶材表層發(fā)生劇烈塑性形變，表層組織中α 相出現(xiàn)大量小角度晶界轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼嵌染Ы?，靶材表層發(fā)生加工軟化而應(yīng)力松弛，出現(xiàn)過噴丸現(xiàn)象。

4）對于TC17 鈦合金，當(dāng)出現(xiàn)的過噴丸現(xiàn)象不嚴(yán)重時(shí)，殘余應(yīng)力場和硬度降低程度仍比較小，噴丸強(qiáng)化后的疲勞壽命并不降低。