（中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083）

鈦合金由于具有較高的比強(qiáng)度，較好的耐蝕性在航空航天、化工等領(lǐng)域的應(yīng)用越來(lái)越廣泛[1]。TC17鈦合金（名義成分為Ti-5Al-4Mo-4Cr-2Sn-2Zr）作為雙相鈦合金，由于其高強(qiáng)韌、較好的高溫性能等優(yōu)點(diǎn)在鈦合金使用總量中占有較大的比重[2-3]。鈦合金在實(shí)際應(yīng)用過(guò)程中發(fā)生的疲勞等材料失效現(xiàn)象常始于材料表面[4-5]，因此強(qiáng)化材料的表面性能具有重要工程應(yīng)用價(jià)值。

表面強(qiáng)化技術(shù)，例如機(jī)械噴丸（Mechanical shot peening，MP）[6]、表面機(jī)械研磨（Surface mechanical attrition treatment，SMAT）[7]等能夠在不改變金屬材料化學(xué)成分的基礎(chǔ)上有效細(xì)化金屬材料表層顯微組織，將原始粗大晶粒細(xì)化至亞微米級(jí)甚至納米級(jí)，得到表層強(qiáng)化的梯度顯微組織。作為表面強(qiáng)化手段的一種，近年來(lái)激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)（LSP）[8]在金屬材料表層強(qiáng)化的應(yīng)用越來(lái)越廣泛。相比傳統(tǒng)表面強(qiáng)化技術(shù)，激光沖擊強(qiáng)化工藝能夠得到更深的殘余壓應(yīng)力影響層[9]，并且對(duì)材料表面粗糙度的損害較小。關(guān)于激光沖擊工藝對(duì)金屬微觀結(jié)構(gòu)的影響已有很多學(xué)者進(jìn)行了相關(guān)研究。Mordyuk 等[10]研究了超聲噴丸和激光（沖擊）噴丸后AISI 321 不銹鋼微觀結(jié)構(gòu)的差別；在超聲噴丸后的不銹鋼樣品中發(fā)現(xiàn)了深約30μm的納米晶組織，而在激光（沖擊）噴丸后的樣品中只發(fā)現(xiàn)了致密和高度纏結(jié)的位錯(cuò)排列和位錯(cuò)胞結(jié)構(gòu)。Ge 等[11]研究了AZ31B鎂合金經(jīng)激光沖擊加載后微觀結(jié)構(gòu)的特征，發(fā)現(xiàn)位錯(cuò)組態(tài)的演變是AZ31B 鎂合金表面納米晶形成的主要原因。Yang 等[12-13]研究了2195鋁鋰合金加工激光沖擊處理后的微結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能特征，發(fā)現(xiàn)了表層有析出相瞬間溶解和晶粒瞬間細(xì)化，并探討了其機(jī)制。Lu 等[14]關(guān)注了LY2 鋁合金在多次LSP后微觀結(jié)構(gòu)的變化，認(rèn)為位錯(cuò)纏結(jié)和致密位錯(cuò)墻轉(zhuǎn)變成的亞晶界發(fā)生了連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，并且最終形成了具有大角度晶界的細(xì)小等軸晶粒。有關(guān)激光沖擊鈦合金的研究報(bào)道較少，Lainé 等[15]比較了經(jīng)過(guò)機(jī)械噴丸和激光沖擊噴丸后Ti-6Al-4V 位錯(cuò)結(jié)構(gòu)的不同，而且認(rèn)為在激光噴丸樣品中之所以沒有出現(xiàn)變形孿晶，是因?yàn)閼?yīng)變速率太高，變形時(shí)間小于形成形變孿晶所需時(shí)間所致；Ren 等[16]研究了激光沖擊過(guò)程中Ti-6Al-4V鈦合金的微觀結(jié)構(gòu)演變，認(rèn)為多方向?qū)\晶交叉和亞晶界的分裂導(dǎo)致了LSP后鈦合金的晶粒細(xì)化；Zhou 等[17]在3次激光沖擊后Ti-5Al-4Mo-4Cr-2Sn-2Zr的樣品中發(fā)現(xiàn)了尺寸在30～60nm范圍內(nèi)的納米晶層，而位錯(cuò)演變是其晶粒細(xì)化的主要原因；Qiao 等[18]發(fā)現(xiàn)激光沖擊3次后Ti17鈦合金晶粒細(xì)化為原始晶粒的一半，且沖擊次數(shù)越多得到的晶粒越細(xì)小，但是關(guān)于鈦合金經(jīng)激光沖擊后微觀組織細(xì)化的特征，大部分只觀察了激光沖擊最表層微結(jié)構(gòu)特征，缺乏截面不同深度處微結(jié)構(gòu)演變過(guò)程研究，而且對(duì)于激光沖擊鈦合金導(dǎo)致晶粒瞬間細(xì)化的機(jī)制缺乏定量的分析。

塑性變形能夠在金屬材料內(nèi)部引入大量位錯(cuò)、孿晶等晶體缺陷，并且能夠形成晶粒細(xì)化的強(qiáng)化微觀結(jié)構(gòu)，這種變形微觀結(jié)構(gòu)在熱力學(xué)上處于亞穩(wěn)狀態(tài)。當(dāng)變形金屬處于一定條件下，例如較高溫度時(shí)，這些晶體缺陷尤其是位錯(cuò)組織會(huì)發(fā)生重排、湮滅等，當(dāng)溫度較高或保溫時(shí)間較長(zhǎng)時(shí)，（亞）晶粒會(huì)長(zhǎng)大，從而導(dǎo)致變形金屬材料的宏觀性能的衰退。激光沖擊加載作為一種超高應(yīng)變速率表面變形工藝，能夠在極短時(shí)間內(nèi)在金屬材料內(nèi)部引入以及大量位錯(cuò)、孿晶等晶體缺陷,并且有效細(xì)化表層晶粒[19],由于LSP 沖擊脈沖的持續(xù)時(shí)間非常短暫，可供沖擊波陣面前產(chǎn)生的位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)時(shí)間有限，故而所形成的位錯(cuò)組態(tài)等是非穩(wěn)態(tài)的，非穩(wěn)態(tài)的位錯(cuò)組態(tài)在LSP 沖擊之后的高溫強(qiáng)制條件下很容易發(fā)生再排列（重組），這種動(dòng)態(tài)加載生成的不穩(wěn)定亞結(jié)構(gòu)容易被隨后的高溫條件下產(chǎn)生的穩(wěn)定結(jié)構(gòu)所代替；此外LSP 誘生的超細(xì)晶粒會(huì)在高溫下粗化。因此，LSP誘生的微觀結(jié)構(gòu)及其對(duì)應(yīng)的力學(xué)性能是不穩(wěn)定的[20]。當(dāng)激光沖擊工件在實(shí)際應(yīng)用過(guò)程中處于高溫環(huán)境下時(shí)，由微觀結(jié)構(gòu)變化引起的力學(xué)性能的降低會(huì)影響工件的使用效果，因此研究激光沖擊誘生的金屬的特征、微觀結(jié)構(gòu)的熱穩(wěn)定性對(duì)于激光沖擊強(qiáng)化工藝的實(shí)際應(yīng)用意義重大。

Luo 等[21]發(fā)現(xiàn)鎳基超合金激光沖擊后的退火過(guò)程中，表面變形得到的納米晶粒長(zhǎng)大溫度高于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶溫度0.36Tm，即納米結(jié)構(gòu)材料晶粒長(zhǎng)大需要更高的溫度。Altenberger等[22]研究了AISI 304 不銹鋼和Ti-6Al-4V 合金經(jīng)深軋和激光噴丸后近表面微觀結(jié)構(gòu)的熱穩(wěn)定性，發(fā)現(xiàn)AISI 304 不銹鋼經(jīng)深軋后近表面形成的納米晶在低于0.5Tm時(shí)保持穩(wěn)定，而激光沖擊后表面形成了高度纏結(jié)和致密位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)組織在低于0.6Tm時(shí)保持穩(wěn)定；Ti-6Al-4V合金深軋后近表面納米結(jié)構(gòu)在低于650℃（0.2～0.5Tm）時(shí)保持穩(wěn)定，而激光沖擊后微觀組織在900℃下保持穩(wěn)定。Xu 等[23]研究了激光沖擊后IN718 合金微觀結(jié)構(gòu)的熱穩(wěn)定性，發(fā)現(xiàn)700℃/300min和800℃/min退火后晶粒尺寸比激光沖擊及600℃/300min退火試樣大，激光沖擊IN718 超合金微觀結(jié)構(gòu)在600℃溫度之下穩(wěn)定性較好，退火過(guò)程中殘余應(yīng)力的釋放和微觀結(jié)構(gòu)中位錯(cuò)以及晶粒尺寸的變化相關(guān)。Yang 等[24]研究發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過(guò)3次LSP的2195 鋁鋰合金表層相較單次沖擊有著更高的熱穩(wěn)定性，3次LSP 沖擊和單次沖擊后晶粒顯著長(zhǎng)大的溫度分別為350℃和300℃。然而，大部分激光沖擊變形微結(jié)構(gòu)熱穩(wěn)定性的研究基于沖擊最表面微結(jié)構(gòu)的變化，而少有關(guān)于梯度微結(jié)構(gòu)熱穩(wěn)定的探討。

本文首次利用透射電子顯微鏡（Transmission electron microscope，TEM）觀測(cè)了激光沖擊誘生的TC17合金表層梯度微結(jié)構(gòu)特征，并基于旋轉(zhuǎn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)定量地闡釋了表面晶粒瞬間細(xì)化機(jī)制，首次運(yùn)用TEM 研究了表層梯度微結(jié)構(gòu)在退火過(guò)程中的變化規(guī)律，并最終確定最表面微觀結(jié)構(gòu)顯著變化的臨界溫度。

材料和試驗(yàn)方法

激光沖擊試驗(yàn)選用的TC17鈦合金化學(xué)成分見表1。激光沖擊前TC17鈦合金等軸晶粒平均尺寸約43μm。尺寸為30mm×15mm×5mm的矩形試樣用于激光沖擊試驗(yàn)。

LSP 試驗(yàn)采用厚度為100μm的鋁箔作為吸收層，保護(hù)試樣不被激光熱灼蝕，采用厚度1mm的流動(dòng)水作為約束層，增強(qiáng)激光沖擊強(qiáng)化的效果，激光沖擊試驗(yàn)的具體參數(shù)見表2。

微結(jié)構(gòu)觀察主要利用金相顯微鏡（Metalloscope，OM）和TEM 進(jìn)行。截面OM 試樣在經(jīng)逐級(jí)研磨、拋光后，采用Keller 試劑（92mL H2O，4mL HNO3，2mL HF，2mL HCl）進(jìn)行腐蝕，然后行OM 觀測(cè)。TEM 觀測(cè)所用截面試樣的制備方法：垂直于沖擊表面截取兩個(gè)尺寸為10mm×1.1mm×1.1mm（長(zhǎng)×寬×高）的長(zhǎng)條，用Gatan G1 膠將激光沖擊面對(duì)粘起來(lái)后，置于同樣充滿Gatan G1 膠的Φ3mm 銅管中粘固。使用金剛石切片機(jī)沿銅管直徑方向切取厚度為1mm 左右的Φ3mm薄片，在1500#或2000#砂紙上輕輕地減薄至幾十微米。終減薄采用離子減薄方式，減薄參數(shù)為：先用離子能力5kV、離子入射角度7°減薄樣品對(duì)粘位置直至對(duì)粘中心附近樣品穿孔，然后用3kV、2°小角度繼續(xù)減薄30min，最終制得TEM截面觀測(cè)試樣。

表1 TC17鈦合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table1 Chemical component of TC17 titanium alloy %

表2 試驗(yàn)選擇的具體工作參數(shù)Table2 Specific working parameters of test

為了研究激光沖擊后TC17鈦合金微觀結(jié)構(gòu)的熱穩(wěn)定性，將激光沖擊樣品分別在573K、623K、673K、723K以及773K 5個(gè)溫度下分別退火1h。選取573K 以及673K兩個(gè)溫度退火試樣，按照上述方法制備其TEM截面樣品；并制備5個(gè)退火試樣最表面TEM試樣，以確定激光沖擊后TC17鈦合金最表面微結(jié)構(gòu)顯著變化的臨界溫度。

維氏硬度表征：拋光好的截面試樣由沖擊表面向內(nèi)部每隔0.2mm距離取測(cè)量點(diǎn)，最表面硬度值單獨(dú)測(cè)量，試驗(yàn)載荷為1kg，載荷保持時(shí)間為10s。

試驗(yàn)結(jié)果與分析

1 激光沖擊載荷的特征參量絕熱溫升

激光沖擊過(guò)程中靶材應(yīng)變速率可以達(dá)到107s-1[14]。由于約束層的約束作用延長(zhǎng)了沖擊波的作用時(shí)間，樣品中沖擊載荷持續(xù)時(shí)間約為激光脈沖持續(xù)時(shí)間的2～3倍[25-27]，本試驗(yàn)中激光脈沖持續(xù)時(shí)間為15s，沖擊載荷持續(xù)時(shí)間取為激光脈沖持續(xù)時(shí)間的3倍，即為45ns，因此TC17鈦合金在激光沖擊過(guò)程中的應(yīng)變量為

由于激光沖擊過(guò)程中TC17鈦合金經(jīng)歷了超高應(yīng)變速率塑性變形，可以看作絕熱過(guò)程，關(guān)于TC17鈦合金激光沖擊變形過(guò)程的溫升，采用下式[28]計(jì)算：

式中，β為熱功轉(zhuǎn)換系數(shù)，一般認(rèn)為塑性變形過(guò)程90%塑性功轉(zhuǎn)化成熱量，所以取β=0.9，TC17鈦合金密度為4.68g/cm3[29]，比熱容CV為470J/（kg·K）[30]。

T=T0+ΔT=298K+768K=1066K，高于TC17鈦合金再結(jié)晶溫度0.4Tm，其中Tm為TC17鈦合金的熔點(diǎn)（約為（1973±25）K）[31]。

2 金相觀察結(jié)果

LSP處理后TC17鈦合金截面金相組織如圖1所示，單次激光沖擊強(qiáng)化處理之后，由于試樣變形表面到基體應(yīng)變量和應(yīng)變速率逐漸降低，在材料表層形成了梯度顯微結(jié)構(gòu)。基體部分晶粒大小約為43μm，最表層晶粒尺寸在金相照片中難以分辨，需要利用透射電鏡進(jìn)行更高倍數(shù)的觀察，在影響層深度約為200μm范圍內(nèi)可觀測(cè)到較多的形變孿晶。

圖1 LSP處理后TC17截面金相圖Fig.1 Cross-sectioned metallograph of LSPed TC17 titanium alloy

圖2 約300μm深度處截面TEM明場(chǎng)像照片及選區(qū)衍射花樣Fig.2 Bright field TEM images and SAED pattern from about 300μm below top shocked surface

3 透射電子顯微鏡觀察結(jié)果

3.1 距激光沖擊表面約300μm

圖2是激光沖擊TC17鈦合金距表層約300μm深度處（近基體）的截面試樣TEM形貌觀察結(jié)果?？梢钥闯?，激光沖擊后TC17鈦合金原始大晶粒內(nèi)部變形引入的位錯(cuò)線（Dislocation Lines，DLs），如圖2（a）所示，由所在區(qū)域的選區(qū)電子衍射花樣表現(xiàn)為明顯的單晶衍射花樣；變形組織中出現(xiàn)了較高密度孿晶，孿晶寬度在亞微米級(jí)，孿晶周圍聚集了大量位錯(cuò)，如圖2（b）所示；同時(shí)孿晶內(nèi)部位錯(cuò)密度較高，位錯(cuò)之間相互纏結(jié)，孿晶高放大倍數(shù)如圖2（c）所示。

3.2 距激光沖擊表面約100μm

圖3是距離表面約100μm深度處的TC17鈦合金變形組織截面試樣TEM形貌觀察結(jié)果。從圖中可以看出，相比300μm深度處（圖2）組織，激光沖擊后100μm深度處TC17鈦合金組織變形程度更大，位錯(cuò)密度進(jìn)一步增大，如3（a）所示，相應(yīng)的選區(qū)電子衍射花樣斑點(diǎn)弧化更加明顯，有形成環(huán)形的趨勢(shì)；該深度處位錯(cuò)間的相互纏結(jié)（Dislocation Tangles，DTs）更加明顯，有形成位錯(cuò)胞（Dislocation Cells，DCs）的趨勢(shì)，如圖3（b）所示；高放大倍數(shù)的孿晶照片顯示孿晶內(nèi)部高密度位錯(cuò)纏結(jié)明顯，如3（c）所示。

3.3 距激光沖擊表面約50μm

圖4是距離表面約50μm深度處的TC17鈦合金變形組織截面試樣TEM形貌觀察結(jié)果。隨著深度的進(jìn)一步減小，位錯(cuò)纏結(jié)逐漸轉(zhuǎn)化成為位錯(cuò)胞，位錯(cuò)胞的尺寸在300～600nm范圍內(nèi)，如4（a）所示，相應(yīng)選區(qū)衍射花樣幾近成環(huán)，說(shuō)明50μm深度處TC17鈦合金在激光沖擊后位錯(cuò)胞的尺寸很小，位錯(cuò)胞之間的取向差較?。辉撋疃忍帉\晶數(shù)量很少，孿晶交叉以及孿晶內(nèi)部位錯(cuò)纏結(jié)將孿晶切分為細(xì)小位錯(cuò)胞塊，如圖4（b）和（c）所示。相比更深位置處，50μm深度處的晶粒經(jīng)歷了更高應(yīng)變速率變形，并且變形量增大，該處原始粗大晶粒已經(jīng)轉(zhuǎn)化為亞微米級(jí)的位錯(cuò)胞結(jié)構(gòu)。

3.4 距激光沖擊表面約30μm

圖5是距離表面約30μm深度處的TC17鈦合金變形組織截面試樣TEM形貌觀察結(jié)果?？梢钥闯鲈撋疃忍幬诲e(cuò)胞逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)閬單⒚准?jí)的亞晶，大部分亞晶尺寸在300～500nm范圍內(nèi)，亞晶內(nèi)部仍存在較高密度的位錯(cuò)組織，如圖5（a）所示，相應(yīng)選區(qū)電子衍射花樣顯示該深度處相比50μm深度處變形程度進(jìn)一步加大，衍射斑點(diǎn)已經(jīng)成為環(huán)狀，位錯(cuò)胞轉(zhuǎn)變成的亞晶相互間取向差較大；選取15個(gè)不同視場(chǎng)統(tǒng)計(jì)該深度處亞晶尺寸，得到的尺寸分布柱狀圖如圖5（b）所示，亞晶平均尺寸為403nm。

圖3 約100μm深度處截面TEM明場(chǎng)像照片及選區(qū)衍射花樣Fig.3 Bright field TEM images and SAED pattern from about 100μm below top shocked surface

圖4 約50μm深度處截面TEM明場(chǎng)像照片F(xiàn)ig.4 Bright field TEM images and SAED pattern from about 50μm below top shocked surface

3.5 激光沖擊最表面

圖6是TC17鈦合金變形組織最表面平視TEM形貌觀察結(jié)果?？梢钥闯?，最表面晶粒經(jīng)過(guò)超高應(yīng)變速率變形后，大部分晶粒轉(zhuǎn)變成了等軸狀的細(xì)小晶粒，呈現(xiàn)再結(jié)晶晶粒的特點(diǎn)。晶粒內(nèi)部位錯(cuò)密度相比30μm深度處明顯降低，但仍然存在一定的位錯(cuò)組織，如圖6（a）所示，該處的選區(qū)電子衍射花樣已成為完整的環(huán)形，說(shuō)明原始粗晶得到了充分細(xì)化，并且細(xì)化晶粒取向呈隨機(jī)分布，和照片中等軸細(xì)小晶粒相符；表面細(xì)化晶粒尺寸大都分布在200～600nm范圍內(nèi)，平均晶粒大小為396nm，如圖6（b）中細(xì)化晶粒尺寸分布圖所示。相比原始粗晶（43μm），經(jīng)過(guò)激光沖擊處理后，TC17鈦合金表面晶粒細(xì)化程度超過(guò)100倍。

4 激光沖擊試樣截面的硬度梯度分布

通過(guò)截面梯度硬度測(cè)試，得到硬度與距離表面的距離關(guān)系，如圖7所示。

由圖7可知，截面的硬度隨距離激光沖擊表面距離增大而逐漸減小，最表面硬度提高了24%左右。當(dāng)深度達(dá)到1.4mm 之后，截面硬度趨于穩(wěn)定，更深處的樣品未受到激光沖擊的影響。顯微硬度結(jié)果證明，TC17鈦合金在此沖擊試驗(yàn)參數(shù)下的單次激光沖擊處理后，雖然組織顯著影響層深只有200μm，但在1mm深度范圍內(nèi)仍存在沖擊波引入的位錯(cuò)、孿晶等晶體缺陷。TC17鈦合金激光沖擊后，表面晶粒細(xì)化至亞微米級(jí)，且越接近表面晶粒細(xì)化效果越明顯，隨著晶粒尺寸的減小以及晶界/亞晶界界面的增多都會(huì)導(dǎo)致位錯(cuò)以及孿晶的開動(dòng)更加困難；此外，TC17鈦合金經(jīng)激光沖擊加載后，距離表面越近，應(yīng)變量和應(yīng)變速率越高，雖然形成的變形孿晶數(shù)量下降，但是位錯(cuò)密度顯著升高，位錯(cuò)急劇增加產(chǎn)生的強(qiáng)化效應(yīng)占主導(dǎo)地位，因此激光沖擊后TC17鈦合金表層硬度顯著提高，并且形成了越接近表面硬度越高的硬度梯度分布。

圖5 約30μm深度處截面TEM照片及亞晶粒尺寸分布Fig.5 About 30μm depth section TEM photographs and subgrain size distribution

圖6 最表面平視TEM照片及細(xì)化晶粒尺寸分布Fig.6 Surface smooth inspect TEM photos and refining grain size distribution

圖7 截面硬度-層深關(guān)系曲線圖Fig.7 Hardness distribution along depth direction

5 退火后試樣截面的微結(jié)構(gòu)梯度特征

圖8是激光沖擊TC17鈦合金樣品及不同溫度下退火1h后距表面不同深度處的截面試樣TEM形貌觀察結(jié)果。從圖8（a）、（d）和（g）對(duì)比分析激光沖擊試樣、573K/1h 及673K/1h退火試樣距沖擊表面100μm深度處的微觀組織變化。激光沖擊后變形組織內(nèi)出現(xiàn)了較多變形孿晶，孿晶內(nèi)外均存在位錯(cuò)纏結(jié)，如圖8（a）所示；經(jīng)573K/1h退火后組織內(nèi)位錯(cuò)以及變形孿晶數(shù)量有所下降，位錯(cuò)組態(tài)較清晰，如圖8（d）所示；激光沖擊試樣經(jīng)673K/1h退火后，位錯(cuò)數(shù)量急劇降低，仍存在少量變形孿晶，如圖8（g）所示。

圖8 激光沖擊及不同退火樣品不同深度處微觀結(jié)構(gòu)分析Fig.8 Microstructures at different depths of LSPed and annealed samples

圖8（b）、（e）和（h）分別是激光沖擊試樣、573K/1h和673K/1h退火試樣距沖擊表面50μm深度處的微觀組織。激光沖擊試樣在距表面50μm深度處微觀組織內(nèi)部孿晶密度相比100μm深度處有所下降，但是位錯(cuò)密度明顯升高，致密的位錯(cuò)纏結(jié)已經(jīng)轉(zhuǎn)變成為位錯(cuò)胞，如圖8（b）所示；激光沖擊試樣經(jīng)573K/1h退火后在距離沖擊表面50μm深度處的微觀組織形貌清晰，位錯(cuò)密度降低、胞狀結(jié)構(gòu)更為清晰，如圖8（e）所示；激光沖擊試樣經(jīng)673K/1h退火后在距離表面50μm深度處的微觀組織畸變程度大大降低，位錯(cuò)密度大幅降低，孿晶消失，如圖8（h）所示，相比沖擊變形試樣以及573K/1h退火試樣，673K/1h退火試樣微觀組織中胞狀結(jié)構(gòu)的尺寸增大、位錯(cuò)胞胞壁更為清晰規(guī)整。

圖8（c）、（f）和（i）分別為激光沖擊試樣、573K/1h和673K/1h退火試樣距沖擊表面30μm深度處的微觀組織。激光沖擊試樣在距沖擊表面30μm深度處的微觀組織的主要特征是位錯(cuò)胞轉(zhuǎn)變成的尺寸大都在200～500nm范圍的亞晶，如圖8（c）所示；而經(jīng)573K/1h退火后試樣在該深度處微觀組織變清晰，位錯(cuò)數(shù)量降低，亞晶形貌更加明顯，亞晶尺寸相比沖擊試樣沒有顯著變化，如圖8（f）所示；激光沖擊試樣經(jīng)673K/1h退火后在距表面30μm深度處微觀組織內(nèi)位錯(cuò)密度很低，并且相比沖擊試樣以及573K/1h退火試樣亞晶尺寸較大，大都在500～1100nm尺寸范圍內(nèi)，如圖8（i）所示。

6 不同退火溫度試樣最表面微結(jié)構(gòu)形貌分析

圖9為激光沖擊加載試樣及不同溫度退火樣品試樣最表面形貌?？梢?，原始激光沖擊TC17鈦合金經(jīng)過(guò)退火后顯微組織發(fā)生了較大變化，顯微組織中位錯(cuò)數(shù)量減少，并且晶粒均得到了不同程度的長(zhǎng)大。激光沖擊變形試樣經(jīng)過(guò)退火后位錯(cuò)、孿晶會(huì)逐漸湮滅，原始變形組織中由于位錯(cuò)纏結(jié)形成的位錯(cuò)胞轉(zhuǎn)變成的亞晶長(zhǎng)大，所以從圖9中可以明顯看出晶粒長(zhǎng)大過(guò)程。在各個(gè)退火溫度條件下，隨機(jī)選取15個(gè)觀察區(qū)域，統(tǒng)計(jì)得到晶粒大小分布如圖10所示。

圖9 不同溫度退火后試樣最表面TEM 明場(chǎng)像Fig.9 Top surface microstructures of LSPed and annealed samples

從不同退火溫度條件下激光沖擊TC17鈦合金最表面晶粒尺寸分布柱狀圖可以看出，激光沖擊后TC17鈦合金表面晶粒尺寸大部分分布在300～600nm范圍內(nèi)，平均晶粒大小約為396nm，如圖10（a）所示；激光沖擊TC17鈦合金試樣經(jīng)573K/1h退火后，最表面晶粒尺寸分布和加載試樣相比沒有明顯變化，平均晶粒大小為422nm，如圖10（b）所示；激光沖擊加載試樣經(jīng)623K/1h退火后晶粒尺寸分布大都集中在300～800nm范圍內(nèi)，平均晶粒大小為493nm，如圖10（c）所示，相比激光沖擊加載試樣晶粒長(zhǎng)大了約24%；激光沖擊TC17鈦合金樣品經(jīng)過(guò)在673K溫度下退火1h 之后，表面晶粒尺寸大都分布在600～1400nm范圍內(nèi)，擬合晶粒大小分布柱狀圖得出平均晶粒大小約為1.04μm，如圖10（d）所示，約為激光沖擊TC17鈦合金未經(jīng)退火樣品最表面晶粒尺寸的2.6倍；激光沖擊TC17鈦合金經(jīng)過(guò)在723K溫度下退火1h 以后，表面晶粒尺寸增長(zhǎng)幅度較大，并且發(fā)生了異常長(zhǎng)大現(xiàn)象，晶粒尺寸分布呈現(xiàn)兩極分化的特點(diǎn)，其中一個(gè)分布峰值處于1.0～1.5μm范圍內(nèi)，另一部分晶粒尺寸聚集在2.5～3.5μm 區(qū)間內(nèi)，總平均晶粒大小為2.46μm，如圖10（e）所示，是激光沖擊TC17鈦合金未經(jīng)退火樣品最表面晶粒尺寸的6.2倍。由此可以看出，673K是激光沖擊加載TC17鈦合金微觀組織穩(wěn)定性的臨界溫度。

7 不同溫度退火后硬度變化

圖11為TC17鈦合金激光沖擊試樣及不同溫度退火試樣距表面不同深度處硬度分布曲線?？梢姡す鉀_擊強(qiáng)化的TC17鈦合金經(jīng)不同溫度退火后硬度值均有所下降，其中經(jīng)573K及623K溫度退火試樣硬度值下降不明顯；在673K退火后硬度值下降幅度開始變大。經(jīng)計(jì)算，激光沖擊后TC17鈦合金最表面硬度值相比基體部分約提高了24%，而經(jīng)573K/1h、623K/1h、673K/1h、723K/1h退火各試樣最表面硬度強(qiáng)化程度分別為21%、20%、15%和12%，在更高溫度723K溫度條件下退火后硬度下降程度非常顯著，可以看出673K退火溫度是TC17鈦合金硬度值發(fā)生明顯變化的轉(zhuǎn)折溫度。

該試驗(yàn)結(jié)果和微觀結(jié)構(gòu)觀察結(jié)果相符，說(shuō)明在673K溫度后TC17鈦合金變形微觀組織發(fā)生了較大變化，微觀組織缺陷例如位錯(cuò)纏結(jié)和位錯(cuò)胞等密度顯著降低，并且晶粒粗化明顯致使硬度值發(fā)生較大程度的降低。

圖10 不同溫度退火后晶粒尺寸分布柱狀圖Fig.10 Grain-size distribution diagrams of LSPed sample and all annealed samples

討論

1 LSP 誘生的微結(jié)構(gòu)的特征與演變機(jī)制

在金屬表面加工過(guò)程中，塑性變形和晶粒細(xì)化機(jī)制主要取決于金屬的晶體結(jié)構(gòu)以及層錯(cuò)能的大小。TC17 雙相鈦合金的hcp型晶體結(jié)構(gòu)的α 相具有高層錯(cuò)能[32]，主要以位錯(cuò)滑移塑性變形機(jī)制為主；而β 相由于具有bcc型晶體結(jié)構(gòu)，在較高應(yīng)變速率變形條件下，具有位錯(cuò)滑移和孿生兩種變形機(jī)制。分析不同深度處的透射電子顯微鏡照片可以看出，孿晶產(chǎn)生于較深的位置，沖擊波向材料內(nèi)部傳播過(guò)程中逐漸衰減，所以距離表面較深位置處沖擊波強(qiáng)度較弱，該處鈦合金應(yīng)變量和應(yīng)變速率較低，孿晶的出現(xiàn)可以協(xié)調(diào)鈦合金的塑性變形?？拷す鉀_擊表面處TC17鈦合金的應(yīng)變速率特別高（107s-1），與通常認(rèn)為應(yīng)變速率越高越容易產(chǎn)生孿晶不同，本試驗(yàn)中發(fā)現(xiàn)在表面高應(yīng)變速率區(qū)域?qū)\晶密度較低，這與Gray[33]的試驗(yàn)結(jié)果相符；可能是LSP 過(guò)程中應(yīng)變速率太高，變形時(shí)間量級(jí)太低以致不能滿足變形孿晶形成，發(fā)生孿生的原子移動(dòng)到新位置所需的時(shí)間不夠，推測(cè)孿生發(fā)生具有應(yīng)變速率的上限[34]。

根據(jù)TEM 試驗(yàn)結(jié)果看，激光沖擊后TC17鈦合金表面亞微米級(jí)等軸晶粒具有動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒特征。在LSP 超高應(yīng)變速率加載過(guò)程中，由于能量吸收層本身的“犧牲”作用和約束層流動(dòng)水的散熱作用，因此激光沖擊區(qū)域TC17鈦合金經(jīng)歷了瞬間急劇升溫和降溫?，F(xiàn)有的基于準(zhǔn)靜態(tài)條件的再結(jié)晶模型的動(dòng)力學(xué)相對(duì)于LSP處理過(guò)程中晶粒的形成速率及冷卻速率都慢了幾個(gè)數(shù)量級(jí)[35]，因而不能解釋LSP處理時(shí)的晶粒瞬間急劇細(xì)化現(xiàn)象。旋轉(zhuǎn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（RDR）機(jī)制[35-36]能夠從動(dòng)力學(xué)上解釋高應(yīng)變率變形條件下再結(jié)晶過(guò)程的發(fā)生，本課題組已對(duì)應(yīng)變率在106s-1之下的動(dòng)態(tài)旋轉(zhuǎn)再結(jié)晶機(jī)制進(jìn)行了相關(guān)研究[37-38]，激光沖擊過(guò)程中金屬表層應(yīng)變率高達(dá)107s-1[14]，本文將對(duì)在這種應(yīng)變率條件下，旋轉(zhuǎn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制是否適用進(jìn)行動(dòng)力學(xué)計(jì)算。

旋轉(zhuǎn)再結(jié)晶機(jī)制認(rèn)為亞晶界在界面能最小的驅(qū)動(dòng)力作用下形成大角度晶界。亞晶界旋轉(zhuǎn)產(chǎn)生大角度晶界的動(dòng)力學(xué)方程為[35]：

式中，δ是晶界厚度；η是晶界能；Db0是與晶界擴(kuò)散相關(guān)的常熟；L1是平均亞晶界直徑；Qb代表材料晶界擴(kuò)散激活能，Qb=（0.4～0.6）Q[35]，本文選取Qb=0.5Q進(jìn)行計(jì)算，其中Q是晶粒生長(zhǎng)激活能；θ表示亞晶之間的取向差，f（θ）是關(guān)于θ的函數(shù)，表示為[35]：

對(duì)于本研究對(duì)象TC17鈦合金，各參數(shù)[38-39]為：k=1.38×10-23J/K，δ=6.0×10-10m，η=1.19J/m2，Db0=2.8×10-5m2/s，Q=204kg/mol，R=8.314J/mol。

將L1=396nm、T=1066K代入式（2）得到的再結(jié)晶時(shí)間t關(guān)于晶界旋轉(zhuǎn)角度θ關(guān)系曲線如圖12所示。

一般認(rèn)為鈦合金再結(jié)晶需首先形成15°的大角度晶界，從圖12中可以看出，TC17鈦合金通過(guò)亞晶界旋轉(zhuǎn)15°形成大角度晶界完成再結(jié)晶，形成表層396nm的細(xì)小晶粒所需時(shí)間約為2.76ns，小于激光沖擊過(guò)程中脈沖持續(xù)時(shí)間45ns，說(shuō)明在變形時(shí)間內(nèi)TC17鈦合金能夠通過(guò)亞晶界旋轉(zhuǎn)得到表層細(xì)化晶粒，旋轉(zhuǎn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制在107s-1應(yīng)變率下同樣適用。由此證明了本文的激光沖擊超高應(yīng)變速率塑性變形誘生的TC17鈦合金表層晶粒細(xì)化，是發(fā)生了旋轉(zhuǎn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的結(jié)果。

圖11 激光沖擊試樣及各退火試樣距表面不同深度處硬度分布曲線Fig.11 Hardness distributions of LSPed and annealed specimens at different depths

圖12 在1066K溫度下亞晶界旋轉(zhuǎn)產(chǎn)生再結(jié)晶晶粒的動(dòng)力學(xué)曲線Fig.12 Rotation angle of subboundaries during RDR as a function of needed time at 1066K

2 LSP 誘生的微結(jié)構(gòu)的熱穩(wěn)定性

由激光沖擊后TC17鈦合金距表面不同深度處微觀組織TEM 照片可以看出，距離沖擊表面越近，微觀組織中形變孿晶密度越低，在距離沖擊表面30μm深度處以及沖擊最表面幾乎不存在孿晶。由于激光沖擊加載過(guò)程中，應(yīng)力波向材料內(nèi)部傳播過(guò)程中會(huì)逐漸衰減，因此距離激光沖擊表面越遠(yuǎn)，TC17鈦合金變形試樣內(nèi)部產(chǎn)生的應(yīng)變以及應(yīng)變速率越低。通常認(rèn)為應(yīng)變速率越高越有利于形變孿晶的產(chǎn)生，本文的試驗(yàn)結(jié)果卻正好相反，這可能是因?yàn)榧す鉀_擊近表面處應(yīng)變速率過(guò)高，有文獻(xiàn)報(bào)道在107s-1量級(jí)[14]，在如此高的應(yīng)變速率條件下，發(fā)生孿生的原子向?qū)\生方向進(jìn)行位置重排的時(shí)間不夠，因此難以發(fā)生孿生變形[33-40]。

激光沖擊TC17鈦合金試樣在較低溫度條件下進(jìn)行退火處理時(shí)，由于微觀組織中位錯(cuò)、孿晶等晶體缺陷湮滅的數(shù)量有限，這些晶體缺陷對(duì)晶界遷移的阻礙作用仍然存在，所以晶粒長(zhǎng)大程度不大，只是微觀結(jié)構(gòu)中晶體缺陷的降低使得晶界相比激光沖擊未經(jīng)退火的樣品要變得清晰；而當(dāng)退火溫度較高時(shí)，由于晶體中位錯(cuò)、孿晶等晶體缺陷大部分消失，與晶界之間的相互作用降低，因此削弱了晶體缺陷對(duì)晶界遷移的限制作用，晶粒在較高退火溫度下快速長(zhǎng)大。激光沖擊TC17鈦合金經(jīng)573K/1h、623K/1h 以及673K/1h退火后最表面晶粒均勻長(zhǎng)大，各晶粒尺寸差距不大，是最表面細(xì)晶在再結(jié)晶完成后退火保溫處理過(guò)程中，在總晶界能減小的驅(qū)動(dòng)力作用下，晶粒發(fā)生的均勻長(zhǎng)大過(guò)程；而723K/1h退火試樣最表面晶粒尺寸分布曲線有兩個(gè)相距較寬的極大點(diǎn)，某些晶粒發(fā)生顯著長(zhǎng)大，晶粒正常長(zhǎng)大后發(fā)生了不均勻長(zhǎng)大過(guò)程。這可能是由于激光沖擊最表面晶粒完成再結(jié)晶后各晶粒之間具有不同的缺陷濃度，缺陷濃度較低的晶粒優(yōu)先長(zhǎng)大并吞并周圍晶粒形成異常大晶粒。根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果可以看出，最表面晶粒在673K退火溫度之上時(shí)顯著長(zhǎng)大，673K是激光沖擊TC17鈦合金變形組織發(fā)生顯著變化的轉(zhuǎn)折溫度。

激光沖擊后TC17鈦合金硬度增強(qiáng)是變形引入的位錯(cuò)、孿晶等晶體缺陷的強(qiáng)化作用與細(xì)晶強(qiáng)化共同作用的結(jié)果。當(dāng)退火溫度低于673K時(shí)，變形組織內(nèi)位錯(cuò)、孿晶密度隨著退火溫度的提高而降低，表面晶粒小幅長(zhǎng)大，因而截面硬度值下降；當(dāng)退火溫度高于723K時(shí)，位錯(cuò)、孿晶等晶體缺陷密度大大降低，并且表面細(xì)晶顯著長(zhǎng)大，因而細(xì)晶強(qiáng)化作用也被削弱，硬度值下降幅度明顯增大。

結(jié)論

本文主要研究了激光沖擊加載后TC17鈦合金微觀結(jié)構(gòu)特征及其熱穩(wěn)定性，主要結(jié)論如下：

（1）利用TEM 觀測(cè)了TC17鈦合金激光沖擊后沿深度方向形成的梯度微觀結(jié)構(gòu)，表面平均晶粒由43μm 瞬間細(xì)化至396nm?？拷w區(qū)域激光沖擊造成的應(yīng)變速率相比于近表面處較低，滿足發(fā)生孿生變形所需時(shí)間，因而微結(jié)構(gòu)以位錯(cuò)線和較高密度的孿晶為主；隨著距離激光沖擊表面越近，激光沖擊引入的變形量不斷增加、應(yīng)變速率越高，此時(shí)高密度位錯(cuò)相互纏結(jié)并進(jìn)一步演變?yōu)槲诲e(cuò)胞，由于變形時(shí)間太短、孿生原子來(lái)不及進(jìn)行位置重排，因此孿晶數(shù)量較少；激光沖擊最表面塑性變形程度最大、應(yīng)變速率最高，此處幾乎沒出現(xiàn)孿晶，由于劇烈塑性變形材料的絕熱溫升達(dá)到1066K（超過(guò)再結(jié)晶溫度），再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)定量計(jì)算表明：由位錯(cuò)胞轉(zhuǎn)化成的亞晶發(fā)生旋轉(zhuǎn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，并最終由原始43μm晶粒尺寸瞬間細(xì)化為396nm的等軸細(xì)小再結(jié)晶晶粒。

（2）晶粒細(xì)化造成的晶界強(qiáng)化效應(yīng)以及影響層內(nèi)所形成的高密度晶體缺陷（位錯(cuò)和孿晶）是激光沖擊后TC17鈦合金表層硬度提高的原因。

（3）通過(guò)573K/1h 及673K/1h退火試樣與激光沖擊加載試樣各深度處微觀結(jié)構(gòu)的對(duì)比分析，發(fā)現(xiàn)變形試樣經(jīng)573K/1h退火后各深度處顯微組織變清晰，位錯(cuò)、孿晶等晶體缺陷密度降低，但近表面位錯(cuò)胞、亞晶以及最表面細(xì)晶尺寸變化不大，而變形試樣經(jīng)673K/1h退火后各深度處微觀組織內(nèi)晶體缺陷密度降低幅度更大，并且在近表面處位錯(cuò)胞、亞晶以及最表面晶粒長(zhǎng)大明顯，最表面細(xì)晶明顯長(zhǎng)大。

（4）通過(guò)激光沖擊加載試樣以 及573K/1h、623K/1h、673K/1h、723K/1h退火試樣最表面TEM 明場(chǎng)像照片及晶粒尺寸分布柱狀圖得出各試樣最表面晶粒平均尺寸分別為396nm、422nm、493nm、1.04μm、2.46μm，即673K是激光沖擊TC17鈦合金微觀組織顯著變化的臨界溫度，在此溫度之上退火時(shí)最表面晶粒長(zhǎng)大顯著。

（5）對(duì)比激光沖擊加載試樣和各退火試樣硬度分布曲線可以看出，退火后試樣硬度值均不同程度降低，其中673K退火溫度是硬度變化的臨界溫度，達(dá)到該退火溫度時(shí)硬度值下降幅度較大。位錯(cuò)、孿晶等晶體缺陷密度下降以及晶粒粗化是硬度值下降的原因。