王 欣 ，胡云輝 ，王曉峰 ，湯智慧 ，鄒金文

（1. 中國航發(fā)北京航空材料研究院表面工程所，北京 100095；2. 中國航發(fā)北京航空材料研究院航空材料先進腐蝕與防護航空重點實驗室，北京 100095；3.中國航發(fā)西安航空動力有限公司研制中心，西安 710021；4. 中國航發(fā)北京航空材料研究院高溫合金所，北京 100095；5. 中國航發(fā)北京航空材料研究院先進高溫結(jié)構(gòu)材料國防科技重點實驗室，北京 100095）

隨著我國發(fā)動機技術(shù)的發(fā)展，渦輪前進口溫度逐步提高，使得高壓渦輪盤材料由鎳基變形合金向鎳基粉末合金發(fā)展[1-2]。FGH96粉末高溫合金（簡稱FGH96合金）[3-4]是一種可在750℃下長期使用的高合金化鎳基高溫合金，其組織為簡單立方結(jié)構(gòu)，點陣號Pm3m的γ'強化相含量約為35%，在制備過程中加入了包套擠壓、熱等靜壓和鍛造等工藝過程，具有優(yōu)異的裂紋擴展抗力和良好的高溫強度，成為先進航空發(fā)動機渦輪盤的理想材料[5]。

在發(fā)動機服役時，高壓渦輪盤受到交變載荷作用，存在疲勞風(fēng)險[6-7]。高強度材料大多都存在疲勞性能應(yīng)力集中敏感性[8-9]，即隨著應(yīng)力集中系數(shù)的提高，疲勞性能急劇下降。發(fā)動機輪盤榫槽、卡槽、各類連接螺栓孔、均壓孔、通氣孔等部位是典型結(jié)構(gòu)應(yīng)力集中部位[10]；同時，車削盤身、加工花邊、拉削榫槽，也在上述部位造成微觀應(yīng)力集中[11]。應(yīng)力集中嚴重弱化材料的疲勞性能[12]。發(fā)動機輪盤在服役時受到多種形式振動作用，可能在應(yīng)力集中部位造成疲勞破壞。據(jù)統(tǒng)計，20世紀60～90年代，我國發(fā)動機發(fā)生盤件疲勞事故十余起，造成一等事故5起[13]。由此可知，提高應(yīng)力集中結(jié)構(gòu)的疲勞性能成為保障發(fā)動機轉(zhuǎn)動件安全服役的關(guān)鍵。

噴丸強化是我國航空工業(yè)應(yīng)用最廣泛的表面強化技術(shù)，殘余應(yīng)力和組織強化是噴丸強化的主要抗疲勞強化因素[14-15]。此前，C250鋼的研究結(jié)果[16]表明，在室溫狀態(tài)下，相比于光滑結(jié)構(gòu)，噴丸強化可以對應(yīng)力集中結(jié)構(gòu)起到更好的抗疲勞強化作用。對第一代粉末合金FGH95，王仁智等[17]的研究表明噴丸強化可以消除表面孔洞并且細化晶粒，顯著提高FGH95合金的高溫疲勞性能。而現(xiàn)階段的FGH96合金成形過程經(jīng)過擠壓，基本上消除了表面的孔洞缺陷，對這類合金噴丸強化工藝的研究較少。

相比于普通變形合金，F(xiàn)GH96合金硬度較大，噴丸強化工藝方法需要選擇；FGH96合金在高溫下服役，噴丸強化工藝方法的高溫抗疲勞有效性需要確定；對FGH96合金的應(yīng)力集中結(jié)構(gòu)，噴丸強化對其疲勞性能應(yīng)力集中敏感性的影響也有待明確。此外，陶瓷彈丸作為新型噴丸強化介質(zhì)，有報道表明陶瓷彈丸噴丸強化后能夠引入更優(yōu)化的應(yīng)力狀態(tài)[18]，且表面光潔度良好，這種噴丸強化方法也將在本研究中采用。本研究針對FGH96合金開展噴丸強化工藝方法研究，分析了多種噴丸強化工藝對FGH96合金高溫光滑/缺口（應(yīng)力集中系數(shù)Kt=1.7）的影響，并結(jié)合噴丸強化后FGH96合金的表面完整性分析狀態(tài)，總結(jié)獲得噴丸強化對FGH96合金疲勞性能應(yīng)力集中敏感性的影響，為噴丸強化工藝在FGH96合金盤件的工程應(yīng)用提供指導(dǎo)和借鑒。

試驗方法

FGH96合金鍛件為擠壓棒材狀態(tài)熱等靜壓+鍛造而成。該狀態(tài)的FGH96合金室溫力 學(xué) 性 能 σ0.2=1080～1210MPa，σb=1520～1600MPa，δ=17%～25%。

噴丸強化過程符合HB/Z 26-2011，采用了強度不同的陶瓷丸一次噴丸的工藝方法，如表1所示。

表1 噴丸強化工藝方法

采用光滑、缺口試樣形成不同結(jié)構(gòu)應(yīng)力集中，試樣選擇符合HB 5153-1996的 Kt=1、1.7試樣加工完成。試樣取樣時沿鍛件弦向線切割下料，留單邊余量1mm，加工工序包括：粗車、半精車、精車、磨削（缺口試樣為螺紋磨）。

疲勞加載溫度為650℃，為了對比應(yīng)力集中結(jié)構(gòu)和工藝對疲勞性能的影響，按照HB 5153-1996完成疲勞S-N曲線共4條，應(yīng)力集中狀態(tài)/工藝狀態(tài)分別為光滑/磨削、缺口/磨削、缺口/工藝1、缺口/工藝2，并計算了4個狀態(tài)的107壽命下的條件疲勞極限（圖1和圖2）。當壽命達到107時，疲勞停機，標注為平行于X軸箭頭；當同樣應(yīng)力下壽命107停機的試樣數(shù)量超過一件時，圖中在箭頭后標注停機的試樣數(shù)。

圖1 650℃磨削狀態(tài)FGH96合金光滑旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞曲線Fig.1 Smooth rotating-bending fatigue curve of grinded FGH96 alloy at 650℃

采用表面三維形貌、殘余應(yīng)力場和典型斷口分析研究了噴丸強化前后的表面完整性，解釋了疲勞性能差異的原因。三維形貌采用MicroXAM Shift-phase白光干涉儀完成；而殘余應(yīng)力場采用了Xstress-3000型X射線衍射殘余應(yīng)力分析儀配合電化學(xué)剝層的方法完成；典型疲勞斷口采用JSM JEOL-6510掃描電鏡分析。

疲勞性能

650℃/磨削狀態(tài)下FGH96合金的光滑旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞曲線如圖1所示；磨削狀態(tài)、噴丸工藝1、噴丸工藝2狀態(tài)下FGH96合金的缺口旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞曲線如圖2所示。圖中每一個點代表該應(yīng)力條件下的疲勞壽命。

對比觀察磨削狀態(tài)疲勞曲線可知，當應(yīng)力集中系數(shù)由Kt=1提高到Kt=1.7時，試樣的疲勞極限由583MPa下降到465MPa，下降幅度達到20.3%。從疲勞壽命角度觀察，以600MPa為例，在受到該名義應(yīng)力條件下，光滑試樣的疲勞壽命可以達到106，而缺口試樣的疲勞壽命僅為105（參見紅色斜箭頭部位的試樣壽命），壽命相差達到10倍，由此可見，F(xiàn)GH96合金存在明顯的疲勞強度應(yīng)力集中敏感。

觀察圖2，對比650℃缺口狀態(tài)下不同噴丸強化工藝的疲勞性能可知，原始磨削、工藝1和2的疲勞極限分別達到465MPa、450MPa、530MPa。按照工藝1噴丸后疲勞極限反而不如原始磨削狀態(tài)，未起到疲勞強化作用。按照工藝2噴丸后疲勞極限較原始狀態(tài)提高達到13.9%，起到明顯的疲勞強化效果。同時對比圖1可知，缺口結(jié)構(gòu)按工藝2噴丸后疲勞極限530MPa，恢復(fù)到未噴丸的光滑結(jié)構(gòu)疲勞極限583MPa的90.9%。因此，可以認為，適宜的噴丸方法可以緩和FGH96合金疲勞性能應(yīng)力集中敏感，減少結(jié)構(gòu)應(yīng)力集中對合金疲勞性能的削弱。

圖2 650℃磨削/噴丸狀態(tài)FGH96合金缺口Kt=1.7旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞曲線Fig.2 Notched (Kt=1.7) rotating-bending fatigue curve of FGH96 alloy at 650℃ in shot peening 1, 2 and grinding

表面完整性與疲勞斷口分析

1 表面形貌分析

圖3為原始磨削、工藝1和2試樣的表面三維形貌。經(jīng)過磨削后，表面可以觀察到平行的加工刀痕，表面粗糙度Ra為0.327μm；經(jīng)過工藝1噴丸后，表面能夠觀察到彈坑，也能夠觀察到加工痕跡，形成了由彈坑與加工痕跡共同組成的表面形貌，表面粗糙度略有增大，達到0.465μm；經(jīng)過工藝2噴丸后，表面能夠觀察到明顯的彈坑痕跡，加工刀痕也能夠部分觀察到，表面粗糙度增大，達到0.660μ m。

圖3 噴丸工藝1、2與原始狀態(tài)的表面三維形貌Fig.3 3-D profile of shot peening 1, 2 and grinding

一般認為，噴丸強度與材料表面變形正相關(guān)，因此隨著噴丸強度增大，工藝2的表面粗糙度大于工藝1。應(yīng)該注意的是，工藝1基本沒有消除刀痕，刀痕根部的尖銳應(yīng)力集中加之噴丸彈坑，可能引起表面微觀應(yīng)力集中加劇，這是工藝1無法實現(xiàn)疲勞增益的原因之一。

2 殘余應(yīng)力分析

圖4為原始磨削、工藝1和2試樣的表面殘余應(yīng)力場分布。觀察可知：（1）原始磨削試樣表面殘余應(yīng)力為-500MPa，隨著深度的增大，殘余應(yīng)力在±200MPa之間振蕩，將表面磨削殘余壓應(yīng)力從-500MPa減小到0的深度為磨削殘余應(yīng)力場，則磨削殘余應(yīng)力場深度為40μm左右。（2）無論工藝1，還是工藝2，噴丸強化在FGH96合金磨削表面引入了深度和數(shù)值較大殘余壓應(yīng)力場。工藝1噴丸后表面殘余應(yīng)力為-1003MPa，殘余應(yīng)力場深度72μ m；工藝2噴丸后表面殘余應(yīng)力為-1076MPa，殘余應(yīng)力場深度100μm。兩個工藝的殘余應(yīng)力場的差別在于工藝2在表面殘余壓應(yīng)力數(shù)值、殘余壓應(yīng)力場深度以及同樣深度下的殘余壓應(yīng)力數(shù)值等3個方面均大于工藝1，同樣也大于原始磨削狀態(tài)。

圖4 噴丸工藝1、2與原始狀態(tài)的殘余應(yīng)力梯度Fig.4 Residual stress profile of shot peening 1, 2 and grinding

一般認為，殘余壓應(yīng)力可以緩和外加拉載荷作用，從而提高構(gòu)件的疲勞強度。殘余應(yīng)力強化是工藝1、2的強化因素之一，工藝2從層深和壓應(yīng)力數(shù)值方面均優(yōu)于工藝1，因此從殘余應(yīng)力角度評定，工藝2的強化效果優(yōu)于工藝1。

3 疲勞斷口分析

圖5為600MPa/應(yīng)力集中系數(shù)Kt=1.7下，原始磨削、工藝1和2試樣的疲勞斷口，每個試樣有4個圖片，分別為90°觀察放大30倍、50倍、500倍以及側(cè)傾45°觀察放大200倍的斷口照片。側(cè)傾45°放大200倍觀察主要目的是分析疲勞斷口與表面形貌的關(guān)系。從疲勞源數(shù)量、裂紋萌生區(qū)域形態(tài)和側(cè)傾分析的表面狀態(tài)與疲勞源關(guān)系方面，對比相同應(yīng)力下、不同工藝狀態(tài)的3個疲勞斷口。疲勞源數(shù)量方面，原始試樣的疲勞斷口呈雙源疲勞（圖5（a）中黑色箭頭）模式，有兩個疲勞源擴展面積接近，均為主源；工藝1試樣則呈現(xiàn)出多源疲勞模式，在一個較小的面積觀察到許多疲勞源頭（圖5（b）中紅色箭頭）；工藝2試樣為單源疲勞。疲勞裂紋萌生區(qū)域形態(tài)方面，原始試樣裂紋萌生于表面機械加工刀痕不連續(xù)區(qū)域，能夠在裂紋萌生區(qū)域的表面觀察到一個機械缺陷（圖5（a）白色箭頭），裂紋萌生于表面；工藝1試樣疲勞裂紋源觀察到小刻面，小刻面與試樣表面相連，即裂紋萌生于表面；與工藝1類似，工藝2試樣的疲勞裂紋也萌生于小刻面，但小刻面位于表面以下，深度約為10μm。從側(cè)傾觀察到的表面形貌分析，原始試樣經(jīng)過磨削，表面存在環(huán)形刀痕，刀痕放大可知，磨削加工存在細小的缺陷，缺陷尺寸在10μ m量級，這些缺陷導(dǎo)致加工刀痕連續(xù)性差，產(chǎn)生表面加工引起的微觀應(yīng)力集中；工藝1試樣表面能夠觀察到明顯的加工刀痕和細小彈痕，說明該工藝噴丸強化過小，無法消除加工刀痕，而在表面形成由細密彈坑和加工刀痕組成的表面形貌，與“表面形貌分析”一節(jié)中觀察結(jié)果一致，細密的彈坑加劇了表面的應(yīng)力集中，從而形成了多源疲勞模式；工藝2試樣的加工刀痕不明顯，且疲勞斷口萌生于次表面，與表面形貌關(guān)聯(lián)性不大。

由斷口分析可知：（1）原始試樣疲勞斷口呈現(xiàn)大應(yīng)力疲勞導(dǎo)致的二源疲勞模式，裂紋萌生于磨削加工缺陷部位。（2）工藝1試樣疲勞斷口呈現(xiàn)大應(yīng)力疲勞的多源疲勞模式，該工藝無法消除磨削加工刀痕，從而形成彈坑+刀痕的表面，反而加劇了應(yīng)力集中狀態(tài)，噴丸彈坑形成了疲勞裂紋源。（3）工藝2試樣為單源疲勞斷口，裂紋萌生于次表層的小刻面，距表面約有10μ m。

對工藝2的疲勞源產(chǎn)生于次表面，說明經(jīng)過噴丸后，次表面的實際受力大于表面，與旋彎疲勞過程表面外載最大的試驗?zāi)Ｊ剿坪跤小安顒e”，從噴丸強化角度，有以下解釋：首先，原先加工刀痕底部尖銳，由于磨削帶來的表面微觀應(yīng)力集中系數(shù)較大，工藝2噴丸后，刀痕消除效果較好，即使實際平均粗糙度Ra較原始磨削狀態(tài)略有增大，但噴丸產(chǎn)生的球型彈坑底部微觀應(yīng)力集中系數(shù)小于磨削狀態(tài)，使得試樣表面實際應(yīng)力集中減小。其次，噴丸引入的殘余壓應(yīng)力場也同樣由表面向內(nèi)逐漸減小，緩和了外加載荷的作用，使得試樣表面實際受載小于次表面。因此，工藝2噴丸后疲勞裂紋從次表面的小刻面上萌生。由于次表面萌生需要更多的能量，所以工藝2噴丸后在同樣外加載荷下壽命大于原始試樣和工藝1，是一種適宜的噴丸工藝。

應(yīng)該說明的是，3個疲勞試樣的材料（均為FGH96合金）、試樣模式（均為缺口旋轉(zhuǎn)彎曲試樣）、應(yīng)力和溫度（600MPa、650℃）均一樣，疲勞壽命和斷口形態(tài)的差別在于表面完整性狀態(tài)不同。在材料、設(shè)計結(jié)構(gòu)、服役狀態(tài)確定的情況下，優(yōu)化表面完整性是提高零件疲勞性能的適宜手段。同時，不當?shù)膰娡韫に嚥⒉荒芴岣逨GH96合金的疲勞抗力，甚至噴丸后疲勞性能反而不如不噴丸的原始試樣。

結(jié)論

（1）FGH96合金存在疲勞性能應(yīng)力集中敏感性，當應(yīng)力集中系數(shù)由Kt=1提高到Kt=1.7時，650℃旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞極限由583MPa下降到465MPa，下降幅度達到20.3%。

（2）適宜的陶瓷彈丸噴丸強化工藝對FGH96合金的疲勞性能應(yīng)力集中敏感有所緩解，經(jīng)過該工藝噴丸后，F(xiàn)GH96合金在 Kt=1.7、650℃旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞極限回升到530MPa。大強度噴丸消除了加工刀痕，表面粗糙度略有增大，引入了深度達到100μm的殘余應(yīng)力場，在600MPa下疲勞源萌生于次表層，呈單源疲勞模式。

（3）不當?shù)膰娡鑿娀に噷GH96合金的疲勞性能無增益作用。噴丸強度偏小，使得無法消除加工刀痕，疲勞源萌生于表層，呈多源疲勞模式。

圖5 噴丸工藝1、2與原始狀態(tài)的典型缺口試樣疲勞斷口Fig.5 Typical notched fatigue fracture of shot peening 1, 2 and grinding

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