胡永會,吳運新,陳 磊

(中南大學機電工程學院,湖南 長沙 410083)

噴丸處理7075鋁合金循環(huán)載荷下表面殘余應力的松弛規(guī)律＊

胡永會,吳運新,陳 磊

(中南大學機電工程學院,湖南 長沙 410083)

采用噴丸工藝引入表層殘余應力,分析了循環(huán)載荷下7075鋁合金試樣的應力松弛規(guī)律,研究了噴丸工藝引入的初始殘余應力狀態(tài)、表層顯微硬度及表面粗糙度對試樣抗疲勞性能和殘余應力松弛的影響.結果表明,噴丸引入的表層殘余應力是提高試樣抗疲勞性能的主要因素,但表層冷作程度及表面缺口效應對噴丸試樣的低周、高周抗疲勞極限和殘余應力松弛有很大影響.循環(huán)應力水平接近高周疲勞極限時,殘余應力無明顯松弛;應力水平接近低周疲勞極限時,殘余應力發(fā)生早期大幅松弛,且殘余應力峰外移.

噴丸;7075鋁合金;殘余應力;應力松弛;顯微硬度;缺口效應

7xxx系鋁合金的抗拉強度高,但抗疲勞性能差[1],工程上一般對其表面進行噴丸,從而引入表面殘余壓應力以抑制構件表面裂紋的萌生[2-3],但也有文獻指出噴丸會引起材料發(fā)生脆化而加速疲勞裂紋的擴展[4].大量文獻[5-7]認為,噴丸構件的表層殘余應力場是影響材料疲勞特性的主要因素,進而人們對構件表面噴丸的局部殘余應力的松弛特性進行了研究,如表面噴丸鋼在循環(huán)載荷下殘余應力的松弛、7075-T6鋁合金噴丸件的應力松弛及7075-T651噴丸試樣的疲勞裂紋特性等.相比普通鋼、不銹鋼及鈦合金,7xxx系高強鋁合金表面噴丸的殘余應力松弛研究較少[8-11].本文通過噴丸對7075鋁合金試樣引入不同的初始殘余應力狀態(tài)、表層冷作程度及表面粗糙度,探求循環(huán)載荷下7075鋁合金的抗疲勞性能及殘余應力松弛的一般規(guī)律.

1 實驗部分

1.1 試樣的制備

實驗材料為7075鋁合金,其主要成分為w(Cu)=1.6%,w(Mg)=2.5%,w(Cr)=0.23%及w(Zn)=5.6%,其余為Al.首先用線切割法沿軋向取料,然后對取料表面進行銑削,試樣尺寸如圖1所示.

圖1 7075鋁合金試樣Fig.1 7075 aluminum alloy specimen

首先對試樣進行熱處理,從室溫開始,以100℃/h的速率升溫且保溫10 min,當達到固溶溫度480℃后保溫1 h,然后采用水浴淬火,當預拉伸2.5%后于120℃下保溫5 h.用加拿大Proto公司生產的iXRD衍射儀測量試樣表面殘余應力為±20MPa,可認為試樣無初始應力.用上海華龍WPL-250型萬能疲勞實驗機標定試件的力學性能及引入動應力幅,沿試樣縱向進行單向拉伸實驗,在初始應變率為1×10-3s-1時,得到試樣的彈性模量E、屈服應力σ0.2、抗拉強度σb、斷裂應力σf、斷后伸長率 T.E.及斷面收縮率R.A.,鋁合金的力學性能列于表1.

表1 7075鋁合金試樣單向拉伸的力學性能Table 1 Monotonic tensile properties of the Al-7075 alloy

1.2 噴丸處理

噴丸是一種表面沖擊形式的冷處理方法,即無數(shù)個小圓形顆粒狀介質連續(xù)擊打零件表面,導致無數(shù)凹陷重疊,從而形成均勻的殘余壓應力層[12-13].7075鋁合金強度、硬度均高,但其很脆,表面缺口的敏感性及脆性疲勞對強度影響較大.

將試樣分為4組,其中1組不作噴丸處理,其余3組進行噴丸處理,噴丸處理設備為壓送式干噴砂機,噴料選用玻璃珠,噴料的力學性能及噴丸工藝參數(shù)分別列于表2和表3.

表2 噴料的成分及物理性質Table 2 Compositions and properties of the bead's material

表3 三種噴丸強化工藝參數(shù)Table 3 Parameters of the three shot peening treatments

1.3 實驗方法

1.3.1 噴丸試樣表層特性測定

在載荷增量速率為0.1 N/s、駐留時間為10 s和最大載荷為1 N的條件下,對試樣逐層剝除,用維氏硬度測量儀測量試樣表層顯微硬度;用輪廓儀測量噴丸處理后試樣表面的粗糙度,獲得試樣中心線的平均值及峰值的分布狀況.

選取試樣中心位置為X射線應力測量點,疲勞失效后選取遠離斷口處(大于2 mm)測量.測量靶材為Co Kα,測量參數(shù)為管電壓 20 kV、管電流 4 mA、衍射晶面(331)、高斯擬合(Gaussian)定峰、準直管尺寸2 mm×5 mm、彈性常數(shù)S2/2為18.5606×10-6及在每個Ψn位置的擺動角度為3°.

1.3.2 應力加載

對各試樣進行循環(huán)加載,其中應力比R=-1、加載頻率為30 Hz,各試樣對應于5×104和4×105次周期時的疲勞極限分別為σ(5×104)和σ(4×105),對稱載荷為σd,循環(huán)加載實驗的各項參數(shù)列于表4.

表4 循環(huán)加載實驗的參數(shù)及指標Table 4 Detail parameters of cyclic loading tests of specimens

序號 處理工藝 載荷周期/次 σd/MPa σ(4×105)/MPa σ(5×104)/MPa 6 SP2 4×105 ±250 211 298 SP2 5×104 ±298 211 298 8 SP2 5×104 ±320 211 298 9 SP3 4×105 ±177 177 257 10 SP3 4×105 ±220 177 257 11 SP3 5×104 ±257 177 257 12 SP3 5×104 ±300 177 257 7

2 結果與討論

2.1 表層殘余應力分布

采用逐層剝除法測量各試樣的初始表層殘余應力,修正后的結果見圖2.從圖2可見,三種噴丸工藝引入的殘余應力影響深度約為100～300μm,且噴丸強度越高試樣表層最大殘余壓應力越大,但整體應力分布有所不同.對于噴丸強度低的SP1,表層殘余應力峰值處于試樣的最表面;噴丸強度較高的SP2,殘余應力峰值位于試樣表面下約50μm處;噴丸強度高的SP3,殘余應力峰值位于試樣表面以下約100μm處.這主要是因為X射線衍射法是測量晶格間距變化的一種方法,隨噴丸強度增大,表層塑性加工影響的深度也增加,層內晶格間距發(fā)生較大地改變;X射線衍射法測量得到的鋁合金表面殘余應力為垂直于測量方向、厚度為20μm內的平均應力,噴丸強度較低時,試樣淺表層的應力分布難以真實測量.

2.2 表層顯微硬度分布

三種噴丸工藝與未經噴丸處理的試樣表層顯微硬度分布見圖3,考慮到材料的非均勻性與測量誤差,結果為三次測量值的平均值.

顯微硬度可直接反映試樣表面加工硬化的歷程,進而表征表層冷作程度及塑性變形影響深度.圖2與圖3比較可知,噴丸后試樣表層的顯微硬度分布與殘余應力分布類似,即表面冷作程度越高,表層顯微硬度峰值越大,且有向深層移動的趨勢,三種噴丸工藝引入的顯微硬度分布在約距表層350μm處.材料表面噴丸引入殘余應力是由于冷作造成的材料塑性加工硬化,但表層殘余應力峰值與硬度峰值并不處于相同的位置,硬度峰值位于更深處.這主要是噴丸處理后,硬度峰值層的位錯密度交互纏結,造成晶界逐步消失且晶粒破碎、細化,從而使材料更致密,應力峰值層位于可繼續(xù)發(fā)生形變的較外層,并不是塑性變形量的最大層.另外,噴丸強度低時,表面硬化影響層較淺,剝層測量時忽略了這一區(qū)域的顯微硬度變化.

圖2 噴丸與未噴丸試樣表層初始殘余應力分布Fig.2 Initial residual stress distribution of the unpeened and peened specimens measured

圖3 未噴丸與噴丸處理后的試樣表層顯微硬度分布Fig.3 Micro-hardness distribution of specimens of unpeened and shot-peened treatments

2.3 表面粗糙度分布

各試樣表面粗糙度測量結果列于表5,其中Ra為平均粗糙度、Rt為2 mm長度范圍內的峰-谷間距均值、Rq為粗糙度的均方根、Dp為相鄰粗糙峰的平均間距、應力集中系數(shù)Kt=1+4(Rt/Dp)1.3.

表5 表面粗糙度測量結果Table 5 Measurements of surface roughness parameters

試樣表面粗糙度直接表征表面缺口效應的應力集中,對循環(huán)載荷下抗疲勞性能有很大影響.由表5可知,隨著噴丸冷作程度越高、噴料顆粒越大,試樣表面的粗糙度越大,缺口效應的應力集中系數(shù)也越大.

三種噴丸工藝對低周疲勞極限Glow、高周疲勞極限Ghigh、表面殘余應力σsur、應力影響深度Deff、應力峰值σpeak、表面粗糙度Kt、表面顯微硬度Hsur及硬度峰值Hpeak等參數(shù)的影響結果列于表6.由表6可知:經三種噴丸工藝處理后,試樣表層的殘余應力峰值范圍為材料單向拉伸屈服強度的0.44～0.67;噴丸工藝能提高試樣的抗疲勞性能,這主要是由于引入了表層殘余應力;循環(huán)載荷下的應力松弛、表層冷作程度及表面粗糙度所造成的缺口效應對試樣的抗疲勞性能有不利的影響.

表6 三種噴丸工藝對試樣各參數(shù)的影響結果Table 6 Impacts of three shot-peened treatments on specimen properties

SP1噴丸強度低且噴料顆粒尺寸小,沖擊試樣時所造成的表面粗糙度小、缺口效應低,對低周、高周疲勞極限提高幅度分別達到13.4%和40.4%,但表面殘余應力小且影響深度淺,殘余應力峰位于最表面.

SP2噴丸強度較高且噴料顆粒尺寸較大,沖擊試樣時所造成的殘余應力影響的深度明顯較SP1的增大,且殘余應力峰值內移.較大的殘余應力使低周疲勞極限提高至25.2%,但同時表面粗糙度也增大,應力集中系數(shù)的增大降低了試樣高周疲勞極限,使它僅達30.1%.此時殘余應力的影響仍大于表面缺口效應的影響.

SP3噴丸強度高且噴料顆粒尺寸大,引入的表面缺口效應的不利影響因素甚至中和了殘余應力的有利因素,此種噴丸處理對試樣低周和高周的抗疲勞性能提高程度都很小,僅接近10%.

2.4 循環(huán)載荷下殘余應力松弛

對各試樣進行循環(huán)加載實驗,認為試樣發(fā)生疲勞失效后表面殘余應力處于最終穩(wěn)定狀態(tài),此時采用剝層法測量試樣的殘余應力值,圖4為各試樣實驗前后殘余應力沿表層厚度方向的分布圖.

從圖4可知,噴丸引入的殘余應力越大,表面粗糙度引起的缺口效應將越明顯,表面集中應力系數(shù)的增大加劇了循環(huán)載荷下殘余應力的松弛程度.這是由于當復合應力遠小于材料屈服極限時,殘余應力松弛不明顯,且應力峰位置保持不變,預示疲勞裂紋源位置也不移動;當逐漸增加載荷,使其達到材料的局部塑性流動應力時,殘余應力明顯松弛;當載荷接近低周疲勞極限時,殘余應力首先在表層以下的應力集中處發(fā)生大幅松弛,且由于表層噴丸冷作的原因,殘余應力峰及殘余拉壓應力區(qū)皆向外層移動,預示著疲勞裂紋源位置也將發(fā)生移動;當載荷接近高周疲勞極限附近時,殘余應力無明顯松弛,這是由于高度冷作造成材料表層顯微結構的塑性加工硬化,位錯的萌生導致晶格畸變過強,這對材料內部造成擴散損傷,從而產生微裂紋[14].

圖4 試樣表面初始與穩(wěn)定狀態(tài)的殘余應力分布Fig.4 Initial and stabilized residual stress distributions of 7075 aluminum alloy specimens(a)SP1 treatment;(b)SP2 treatment;(c)SP3 treatment

一般認為,復合應力超過材料局部屈服極限時才會發(fā)生應力松弛現(xiàn)象.但圖4也表明,在復合應力低于材料的屈服極限時殘余應力也有所松弛,這是因為噴丸引入的表面冷作對材料屈服強度有顯著影響.不同噴丸處理后試樣的表層顯微硬度和表面粗糙度引起的缺口效應也表明,試樣內部存在局部屈服強度梯度.在加工過程中材料表面承受了復雜的應變歷程,表現(xiàn)出多向應力狀態(tài)屈服面[15-16],從而造成表面微觀屈服強度低于整體材料的屈服極限,所以在復合應力低于材料屈服強度時也有應力松弛的現(xiàn)象.

3 結 論

(1)噴丸提高鋁合金試樣疲勞極限的主要因素是引入了表層壓應力場.噴丸強度低時,殘余應力峰位于試樣最表面,隨著噴丸處理強度加大,殘余應力峰值增大且向表層內移動.

(2)試樣表層的顯微硬度可表征表面冷作程度及塑性變形影響深度,噴丸試樣表層硬度峰值層位于殘余應力峰值層之下.

(3)噴丸冷作引入的材料表層局部屈服強度梯度,造成表面微觀屈服強度低于整體材料的屈服極限,殘余應力更容易松弛.

(4)噴丸引入的試樣表面粗糙度對提高試樣疲勞極限有很大影響.粗糙度過大,表面缺口效應明顯,殘余壓應力場的作用將被嚴重削弱.

(5)高周疲勞極限附近,殘余應力松弛不明顯,應力集中層保持不變;隨著載荷加大,達到材料的局部塑性流動應力,尤其在低周疲勞載荷附近,早期即發(fā)生明顯的應力松弛,且應力集中區(qū)向外層移動.

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Residual stress relaxation of shot peened 7075 aluminum alloy under cyclic load

HU Yong-hui,WU Yun-xin,CHEN Lei
(College of Mechanical and Electrical Engineering,Central South University,Changsha410083,China)

Effects of different shot peening treatments on the cyclic loading fatigue of 7075 aluminum alloy were studied by X-ray diffraction measurements.Impacts of initial residual stress state,surface microhardness and surface roughness on residual stress relaxation were analyzed.The improvement of aluminum alloy specimens'fatigue resistance is attributed to the compressive residual stress field in the surface layers.No significant residual stress relaxation occurs under the load level corresponding to the fatigue endurance at 4·105cycles.Large residual stress relaxation occurs at an early stage under the load level corresponding to the fatigue endurance at 5·104cycles.Accordingly,the residual peak stress moves outside from the surface layers.Surface cold work and surface notch effect exerted by roughness dimples produce great effects on fatigue performance at low or high cycles as well as residual stress relaxation.

shot peening;7075 aluminum alloy;residual stress;stress relaxation;micro-hardness;notch effect

TG115.5;TG146

A

1673-9981(2010)03-0174-06

2010-06-18

國家重點基礎研究發(fā)展規(guī)劃項目973項目(2005CB623708;2010CB731703)

胡永會(1985—),男,江蘇徐州人,碩士研究生.