陳國清，田唐永，張新華，李志強(qiáng)，周文龍

(1.大連理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，大連 116085；2.北京航空制造工程研究所，北京 100024)

Ti-6Al-4V合金是一種 α+β雙相鈦合金，約占目前所用鈦合金產(chǎn)品的60%，廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域。由于Ti-6Al-4V合金硬度低、耐磨性差、抗疲勞性能低，因此，采用噴丸強(qiáng)化已成為Ti-6Al-4V合金結(jié)構(gòu)件重要的表面處理方法。噴丸強(qiáng)化可以改變材料表面的應(yīng)力狀態(tài)，提高材料的疲勞強(qiáng)度和抗應(yīng)力腐蝕能力及微動(dòng)疲勞抗力，已在很多金屬如鋼鐵、鎂合金、不銹鋼等材料中廣泛采用[1?4]。目前，對(duì)鈦合金的噴丸強(qiáng)化已有較多研究，高玉魁[5]研究了玻璃丸介質(zhì)下的干噴丸對(duì)TC4合金組織結(jié)構(gòu)的影響；溫愛玲等[6]采用延長噴丸時(shí)間的高能噴丸法使TC4合金表面納米化來提高其疲勞強(qiáng)度；FENG等[7]研究了鑄鋼丸介質(zhì)下的干噴丸對(duì)TC4-DT鈦合金殘余應(yīng)力場(chǎng)及表面粗糙度的影響；JIANG等[8]研究了鑄鋼丸介質(zhì)下的噴丸及二次噴丸方法對(duì)Ti-6Al-4V合金四點(diǎn)彎曲疲勞性能的影響；王欣等[9]采用新型陶瓷彈丸介質(zhì)的干噴丸，在鈦合金Ti60表面獲得了較小的表面粗糙度和較好的殘余應(yīng)力場(chǎng)，使其疲勞壽命提高了4倍。上述研究均采用的是不同噴丸介質(zhì)下的干噴丸表面處理，干噴丸是彈丸和試件的直接接觸，對(duì)材料表面損傷較大，很大程度上增加了表面粗糙度，限制了材料性能的進(jìn)一步提高。此外，干噴丸會(huì)產(chǎn)生粉塵污染，工作環(huán)境差。

濕噴丸表面強(qiáng)化是近年來發(fā)展起來的一種新型噴丸技術(shù)，與干噴丸相比，濕噴丸將噴丸介質(zhì)置于液體中，使零件表面形成一層液膜，起到減少摩擦和表面冷卻的效果，對(duì)材料表面起到很好的保護(hù)作用；彈丸可以隨液體回收，避免粉塵污染，還能提高彈丸和噴嘴的耐用性。陶瓷丸[10]強(qiáng)度高、韌性好、硬度大、破碎率低，且光整、清潔，生產(chǎn)率高，被公認(rèn)為是節(jié)能環(huán)保的噴丸介質(zhì)。目前，Ti-6Al-4V合金的陶瓷濕噴丸強(qiáng)化工藝尚未見報(bào)道。本文作者對(duì)比分析陶瓷濕噴丸前后Ti-6Al-4V合金表面微觀組織及性能變化。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)所用噴丸設(shè)備為JY?120WB液體噴丸機(jī)，磨液為陶瓷丸和水，陶瓷丸型號(hào)B40，規(guī)格250～425 μm，其物理性能見表1。噴丸強(qiáng)度0.15 mmN，噴丸時(shí)間21 s，覆蓋率 100%。實(shí)驗(yàn)所需材料為板狀退火軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金，其 σb=1 043 MPa，σ0.2=1 036 MPa，試樣尺寸為30 mm×30 mm×3 mm。表面形貌及微觀組織分別通過 OM、SEM、TEM 進(jìn)行觀察。采用PHILIPS CM200透射電子顯微鏡觀察微觀組織，加速電壓200 kV。TEM 樣品制備如下：線切割成 0.5 mm薄片，用砂紙磨到50 μm，用5%高氯酸+95%酒精電解液雙噴電解拋光，電解電壓 75V，最后用 LGB?1型離子減薄機(jī)減薄，制得TEM樣品。

表1 陶瓷丸物理性質(zhì)Table 1 Physical properties of ceramic pills

采用DHV?1000型數(shù)顯顯微維氏硬度測(cè)量硬度，測(cè)量載荷500 g，保荷時(shí)間15 s。

表面粗糙度采用 ZYGO 表面輪廓儀(Newview5022型)測(cè)量，在每個(gè)試樣中心局部區(qū)域測(cè)3個(gè)點(diǎn)，然后取平均值，測(cè)量參數(shù)為：物鏡 10倍，room=1.0，掃描長度 2 μm，像素 640×480，30 Hz。殘余應(yīng)力在X?350A X射線應(yīng)力測(cè)試儀上測(cè)量，測(cè)試點(diǎn)位置在試塊中心點(diǎn)，采用電解拋光逐層剝除法測(cè)定殘余應(yīng)力沿板厚方向的分布曲線，并對(duì)試驗(yàn)測(cè)定值進(jìn)行必要的修正及非線性擬合，測(cè)量方法為：側(cè)傾固定Ψ法，Ψ角選0°、45°，Cu Kα輻射，衍射晶面(213)，2θ掃描范圍 136°～146°，管電壓 22 kV，管電流 6 mA。

疲勞性能測(cè)試在 SDS?100電液伺服疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，條件應(yīng)力循環(huán)次數(shù) 2×106，應(yīng)力比 0.1，頻率20 Hz，正弦波。疲勞試樣尺寸如圖1所示。

圖1 Ti-6Al-4V合金疲勞試試樣形狀與尺寸Fig.1 Shape and size of Ti-6Al-4V sample used in fatigue test (unit: mm)

2 結(jié)果與討論

2.1 濕噴丸對(duì)Ti-6Al-4V合金微觀組織的影響

圖2所示為濕噴丸前后的金相組織。由圖2可見，噴丸前平均晶粒尺寸在10 μm左右，α與β相成等軸狀均勻分布，β相晶界清晰(見圖2(a))，而噴丸后表層晶粒相對(duì)基體發(fā)生了壓縮變形而變長，呈現(xiàn)一定的擇優(yōu)取向，且晶界模糊不清，噴丸影響層在100～150 μm之間(見圖2(b))，這是由于表層組織在高速陶瓷丸粒反復(fù)撞擊下，產(chǎn)生劇烈的循環(huán)塑性變形；距表層越遠(yuǎn)，受噴丸影響越小，晶粒變形也越小。

圖3所示為噴丸后表層深度在25 μm左右的TEM像。由圖3可見，經(jīng)濕噴丸后，材料表面產(chǎn)生劇烈塑性變形，晶粒內(nèi)部產(chǎn)生大量位錯(cuò)，隨著噴丸的進(jìn)行，位錯(cuò)開始滑移，形成位錯(cuò)墻，發(fā)生位錯(cuò)纏結(jié)，并形成很多不規(guī)則的位錯(cuò)胞(見圖3(a)箭頭所示)。圖3(b)中所選區(qū)域電子衍射斑點(diǎn)變成環(huán)狀，表明所選區(qū)域內(nèi)有多個(gè)晶粒和亞晶粒共存，晶粒尺寸相對(duì)噴丸前顯著細(xì)化，且晶粒為等軸狀，各個(gè)晶粒之間具有隨機(jī)的大角度晶體學(xué)取向差，屬于大角度晶界。根據(jù)高玉魁[5]、王敏等[11]的研究結(jié)果，晶粒細(xì)化是由位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)、孿晶形成及交割共同作用的結(jié)果，當(dāng)位錯(cuò)增加、運(yùn)動(dòng)并塞積到一定程度后，產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力達(dá)到機(jī)械孿生變形的臨界分切應(yīng)力時(shí)，便會(huì)產(chǎn)生單系孿晶，隨著應(yīng)變量的增加便會(huì)產(chǎn)生多系孿晶，孿晶之間相互交割使晶粒細(xì)化。陶瓷濕噴丸使材料表面晶粒得到細(xì)化，這對(duì)提高材料的耐磨性和疲勞強(qiáng)度非常有利。

圖2 噴丸前后的金相組織Fig.2 Metallographic structures of samples before (a)and after (b)shot peening

圖3 噴丸后的TEM像Fig.3 TEM images of sample after shot peening: (a)Dislocation cells; (b)Superfine grain

圖4所示為噴丸前后的XRD譜。由圖4可見，噴丸試樣的衍射峰變寬，表明噴丸后晶粒發(fā)生了一定的細(xì)化，內(nèi)部位錯(cuò)密度增加，這與 TEM 和金相觀察結(jié)果相一致；噴丸后衍射峰向左偏移，表明試樣內(nèi)部存在一定的殘余壓應(yīng)力。從衍射峰還可以看出，α相的(101)晶面的寬化最為顯著。這是因?yàn)門i-6Al-4V合金中的 α相最多，β相相對(duì)較少，當(dāng)變形時(shí) α相的(101)晶面為主要滑移面，相對(duì)其他滑移面滑移難度較小，此晶面滑移所造成的晶粒細(xì)化效果相對(duì)較大，故Bragg衍射峰寬化最為顯著。另外，還可以看出噴丸前(100)是主峰，經(jīng)過噴丸以后(101)成為主峰，表明經(jīng)過噴丸后基面織構(gòu)由(100)向(101)轉(zhuǎn)變。

圖4 濕噴丸前后XRD譜Fig.4 XRD patterns of samples before and after shot peening

2.2 濕噴丸對(duì)顯微硬度和表面粗糙度的影響

圖5所示為濕噴丸后樣品硬度沿層深分布。由圖5可見，濕噴丸后材料表面硬度有初始的330HV，提高到416HV，提高了26%，且硬度沿層深逐漸較小，最后到基體硬度，曲線趨于平滑，噴丸的影響層深為100～150 μm，與微觀組織觀察相一致。噴丸后顯微硬度的增加是試樣近表層晶粒細(xì)化程度和組織的形變強(qiáng)化程度共同作用所致。受陶瓷濕噴丸的影響，晶粒發(fā)生了細(xì)化，產(chǎn)生細(xì)晶強(qiáng)化，使表面硬度提高。距表層越遠(yuǎn)，受噴丸影響越小，塑性變形量也越小，從而使加工硬化程度減小，硬度也迅速下降到基體硬度。與溫愛玲等[6]的研究相比，濕噴丸后樣品的表面硬度比高能噴丸2 h后樣品的表面硬度高15HV左右，與高能噴丸8 h后樣品的表面硬度相當(dāng)。這說明濕噴丸在細(xì)化表層組織、提高材料硬度方面取得了良好效果。由于濕噴丸時(shí)間為21 s，相對(duì)高能噴丸時(shí)間較短，所以影響層深相對(duì)也就較小，但在一定程度上，隨著濕噴丸時(shí)間的增加，材料表層硬度會(huì)提高，影響層深也會(huì)加大。

圖5 濕噴丸后樣品硬度沿層深分布Fig.5 Surface microhardness distribution of samples after wet shot peening

圖6 噴丸前后樣品的表面粗糙度Fig.6 Surface roughness of samples: (a)Before shot peening; (b)After shot peening

圖7 噴丸前后樣品表面的SEM像Fig.7 SEM images of surface of samples: (a)Before shot peening; (b)After shot peening

圖6所示為噴丸前后表面粗糙度測(cè)量結(jié)果。由圖6可見，原始表面粗糙度為0.35 μm，經(jīng)噴丸后表面粗糙度為 0.48 μm，提高了 37.1%。與 JIANG 等[8]、TSUJI等[12]采用干噴丸方法得到的表面粗糙度(1.3和1.75 μm)相比，濕噴丸后的表面粗糙度值比干噴丸后的表面粗糙度低一個(gè)數(shù)量級(jí)，采用濕噴丸可以獲得更好的表面質(zhì)量。圖7所示為濕噴丸前后的表面 SEM像。結(jié)合圖6和7可知，噴丸前試件表面相對(duì)比較平滑，噴丸后試件表面變得凹凸不平，形成很多凸起和凹坑，使得試件表面粗糙度增加。表面粗糙度增加會(huì)使殘余壓應(yīng)力區(qū)變淺變薄，甚至使試件表面產(chǎn)生殘余拉應(yīng)力，彈丸坑相當(dāng)于微裂紋一樣會(huì)引起應(yīng)力集中，會(huì)使疲勞裂紋在表面萌生，不利于噴丸強(qiáng)化件抗疲勞性能的提高，所以噴丸件表面應(yīng)盡可能減小表面粗糙度以改善噴丸效果[13]。本實(shí)驗(yàn)采用陶瓷丸和水混合的濕噴丸，由于有水的潤滑和冷卻，且陶瓷丸顆粒較小，破碎率低，圓滑度較高，不會(huì)對(duì)材料的表面造成太大的損傷，對(duì)材料的表面有很好的保護(hù)作用，所以引起的表面粗糙度增加很小，最大限度地減小了表面粗糙引起的應(yīng)力集中，對(duì)提高材料的疲勞強(qiáng)度更為有利。

2.3 濕噴丸對(duì)殘余應(yīng)力和疲勞強(qiáng)度的影響

由圖8可見，未噴丸試樣由于機(jī)械加工原因在表面存在較小、較淺的殘余應(yīng)力場(chǎng)，而濕噴丸后試樣的殘余應(yīng)力場(chǎng)加大、加深，殘余壓應(yīng)力最大值為?749 MPa，且位于最表層，從試樣表層到內(nèi)部逐漸減小到零或出現(xiàn)拉應(yīng)力為止，殘余壓應(yīng)力層深為120 μm左右，這與金相和硬度的測(cè)試結(jié)果基本一致。表面殘余應(yīng)力的形成是由于試樣在噴丸作用下產(chǎn)生劇烈的不均勻彈塑性變形，晶格發(fā)生畸變，使位錯(cuò)密度大大增加所致，它是材料的彈性各向異性和塑性各向異性的反映。噴丸后殘余壓應(yīng)力分布是由赫茲動(dòng)壓力和表面層的直接塑性延伸綜合競(jìng)爭(zhēng)的結(jié)果[14]。由于傳統(tǒng)干噴采用鑄鋼丸[7]，其硬度比TC4合金的硬度小，此時(shí)赫茲動(dòng)壓力占優(yōu)勢(shì)，表層塑性變形小，而次表層又存在高剪應(yīng)力，塑性變形大，從而在次表層產(chǎn)生最大應(yīng)力；而本實(shí)驗(yàn)濕噴丸所用噴丸介質(zhì)是陶瓷丸(860HV)，相對(duì)于Ti-6Al-4V合金(330HV)來說硬度較大，足以在材料表面產(chǎn)生延展塑性變形；與同等速度的鑄鋼丸相比，陶瓷丸動(dòng)能小，另外，本實(shí)驗(yàn)有水的潤滑和緩沖作用，所以在材料最表層產(chǎn)生大量塑性變形，從而使最大殘余應(yīng)力值產(chǎn)生在最表層 。

高玉魁[15?16]的研究表明，噴丸強(qiáng)化使TC21鈦合金旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞裂紋源由表層遷移到次表層，從而使疲勞極限提高了30%；在Ti-10V-2Fe-3Al 鈦合金拉?拉疲勞實(shí)驗(yàn)中，裂紋源均萌生于表層，但由噴丸前的多源變?yōu)閲娡韬蟮膯卧?，從而使疲勞極限提高了30%，改變了工程應(yīng)用上不采用噴丸強(qiáng)化改善拉?拉疲勞性能的傳統(tǒng)認(rèn)識(shí)。疲勞極限的提高主要?dú)w因于表面形成了殘余壓應(yīng)力層，降低了外加交變載荷的拉應(yīng)力水平，即可降低“有效拉應(yīng)力”從而可提高疲勞裂紋萌生的臨界應(yīng)力水平(即疲勞極限)。由于位錯(cuò)在材料表層晶粒內(nèi)相對(duì)于次表層來說所受阻礙更少，更容易滑移，且材料在加工過程中會(huì)在表面產(chǎn)生很多微裂紋(如機(jī)械劃傷等)，所以疲勞裂紋一般在材料表面萌生。陶瓷濕噴丸所形成的最大壓應(yīng)力值在最表層，這相對(duì)于干噴丸[7]所形成的最大壓應(yīng)力(如圖8所示)在次表層來說，更能降低疲勞中外加交變載荷的拉應(yīng)力水平，提高表面裂紋萌生臨界拉應(yīng)力值，阻礙疲勞裂紋源在表面萌生，從而在更大程度上把裂紋源驅(qū)趕到次表層，提高樣品的疲勞壽命。

圖8 濕噴丸后樣品的殘余應(yīng)力分布Fig.8 Residual stress distribution in wet shot peened sample

由于疲勞強(qiáng)度受表面硬度、粗糙度和壓應(yīng)力及微觀組織等多因素的共同影響，因此殘余壓應(yīng)力的形成和硬度的提高以及表面晶粒的細(xì)化對(duì)提高疲勞強(qiáng)度有很大的積極作用，而粗糙度的增加卻會(huì)降低疲勞強(qiáng)度。由于濕噴丸所形成的表面粗糙度很小，因此相對(duì)于其產(chǎn)生的殘余壓應(yīng)力的有利作用來說，其不利影響很小。圖9所示為Ti-6Al-4V合金濕噴丸前后的S—N曲線。由圖9可見，噴丸后材料的拉?拉疲勞極限由初始的605 MPa提高到680 MPa，提高了12.4%。這表明陶瓷濕噴丸強(qiáng)化工藝對(duì)提高Ti-6Al-4V合金疲勞性能有良好的效果。

圖9 濕噴丸前后樣品的 S—N曲線Fig.9 S—N curves of samples before and after shot peening

3 結(jié)論

1)陶瓷濕噴丸使材料表面產(chǎn)生劇烈塑性變形，形成很高的位錯(cuò)密度，使晶粒細(xì)化從而提高材料表面的硬度，由原始的表面330HV提高到416HV，提高26%；并在材料表層形成良好的壓應(yīng)力分布，最大壓應(yīng)力在最表層達(dá)到?749 MPa，應(yīng)力層深在120 μm左右。

2)濕噴丸使材料表面粗糙度增加很小，達(dá)到0.48 μm，比傳統(tǒng)干噴丸產(chǎn)生的表面粗糙度低一個(gè)數(shù)量級(jí)。

3)拉?拉疲勞試驗(yàn)結(jié)果表明，陶瓷濕噴丸工藝使樣品的疲勞強(qiáng)度由初始的605 MPa提高到680 MPa，提高了12.4%。

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