王 欣，許春玲，劉晨光，湯智慧，趙振業(yè)

（1.中國航發(fā)北京航空材料研究院表面工程研究所，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)北京航空材料研究院先進高溫結構材料國防科技重點實驗室，北京 100095）

隨著發(fā)動機技術發(fā)展，渦輪前進口溫度持續(xù)升高[1-2]，鎳基單晶合金（以下簡稱單晶）以其良好的鑄造性能和高溫蠕變性能，成為渦輪葉片的主要材料[3-4]。

除葉身受到燃氣沖擊溫度很高外，渦輪葉片還處于中溫（500～760℃）和交變載荷下服役的部位，如榫接部位。在中溫下，單晶強度較高，而塑性較低[5-6]，相比900℃以上的高溫狀態(tài)，疲勞極限應力集中敏感性更強些[7-8]。此前，葉片曾出現過該位置的疲勞裂紋問題，采用噴丸提高榫頭疲勞強度，緩和應力集中敏感，學術界對此開展了研究。高玉魁[9]認為噴丸提高了DD6 單晶疲勞性能，但未給出疲勞強化機制。楊清等[10]認為噴丸提高了表層金屬力學性能，使旋彎疲勞裂紋萌生于次表層。本課題組的研究認為噴丸提高了單晶旋彎疲勞性能[11]，但強化機制未系統(tǒng)闡述。

單晶合金無大角度晶界，與多晶體合金差別在于單晶合金的變形具有方向性，噴丸通過表面形變引入強化機制，研究擬從應力集中和形變強化角度，通過分析單晶合金形變層特征與疲勞性能，解析強化機制。作為鑄造合金，單晶在鑄造過程中不可避免存在鑄造微孔[12]，如出現在零件近表面區(qū)域，則可能成為一種應力集中[13]，在交變載荷作用下萌生疲勞源。噴丸產生的微觀形變與氣孔交互作用對疲勞性能的影響，也是本研究的重要內容。本文研究結果可為單晶構件疲勞性能提高和抗疲勞表面強化技術在單晶構件上的應用提供技術支持。

試驗

1 材料與試樣

試驗材料為鎳基單晶合金（以下簡稱單晶，組織如圖1所示），成分及熱處理制度見文獻[14]。試樣由單晶[001]方向鑄造棒材取樣，通過線切割-車削-螺紋磨等方法，加工出名義應力集中系數Kt=1.7和Kt=3的旋彎疲勞試樣，如圖2所示。

2 噴丸及試驗方法

噴丸采用陶瓷彈丸AZB100，噴丸強度高于0.15mmA，覆蓋率控制在100%～300%，過程符合HB/Z 26—2011，噴丸后，完成了650℃疲勞S-N曲線，采用MicroXAM Phase-shift 白光干涉儀分析了表面形貌，采用JEOL JSM 7610F場發(fā)射掃描電鏡觀察了噴丸前后的組織和鑄造孔洞形態(tài)，采用FM-700數控顯微硬度計分析了原始、噴丸試樣以及經過650℃/480MPa/107周次疲勞的試樣截面硬度梯度，采用JEOL JSM 6510 鎢燈絲掃描電鏡觀察了疲勞斷口。

圖1 單晶微觀組織Fig.1 Microstructure of single-crystal superalloy （SX）

試驗結果與討論

1 表面形貌

圖3和4為單晶合金噴丸前后的三維和二維形貌。觀察可知：（1）原始狀態(tài)表面存在表面尖銳的加工刀痕，而經過表面強化以后，表面加工刀痕完全消除，表面存在底部圓滑的彈坑；（2）噴丸強化后表面平均粗糙度Ra上升，由原始狀態(tài)的0.42μm提高到1.12μm。

這里采用本課題組研究獲得的表面應力集中系數Kst計算公式（1），計算3個二維形貌下表面應力集中系數。具體計算參數和結果如表1所示。

圖3 原始和噴丸單晶三維形貌Fig.3 3-dimension surface profile of as-received and peened SX

圖4 原始和噴丸后單晶二維形貌Fig.4 2-dimension surface profile of as-received and peened SX

表1 表面應力集中系數計算結果Table1 Calculation results of surface stress concentration factor

式中，Ra為平均粗糙度，Ry為波峰到波谷的最大值，ρ為缺口底部的曲率半徑為曲率半徑的平均值，σρ為ρ的均方偏差。

由表1可知，噴丸強化與原始狀態(tài)的表面形態(tài)主要差別在于：（1）噴丸表面彈坑深度大于機械加工刀痕；（2）噴丸表面彈坑圓滑，而機械加工刀痕底部很尖銳；（3）噴丸彈坑寬度大于機械加工刀痕。一般認為，深度越小，底部越圓滑，寬度越大，疲勞性能越優(yōu)。因此，在上述3 者的相互作用下，噴丸后表面應力集中系數由1.44下降到1.38，是單晶合金噴丸的表面形貌優(yōu)化機制。

2 形變組織與硬度

圖5為噴丸后的表層微觀組織，呈梯度形變結構，最表面組織深度約15μm，已經觀察不到立方化的γ和γ'相，變形劇烈；次表層組織深度約15～90μm，該層變形程度低于最表面組織，能觀察到變形后的立方化γ和γ'相，并觀察到與表面呈一定角度的“線型組織”，在線型組織位置，γ和γ'相扭曲變形明顯。駱宇時等[14]研究表明，“線型組織”是由多層孿晶簇組成形變組織，第3層為在基體以上的里層變形組織，γ和γ'相因噴丸發(fā)生形變，形變程度小于次表層，從后續(xù)的硬度結果可知，該層厚度為90～200μm，內部為無變形的基體組織。

圖5 噴丸單晶表面層組織Fig.5 Surface microstructure of peened SX

圖6為表層硬度梯度，可知：硬化層深度大于200μm，表面硬度600HV0.1較單晶基體硬度（深度為200μm 以上的“平直段”硬度）425HV0.1提高41.2%，最大硬度出現在0.015mm深度，硬度值612HV0.1，較基體提高44.0%。對比組織和硬度可知：（1）單晶噴丸后形成梯度變形層，層內部硬度上升，起到疲勞強化作用；（2）變形越大，則硬度提高也越大。此外，由圖6可知，當經歷了650℃/480MPa/107周次疲勞試驗后，噴丸試樣截面仍存在硬度場，深度為200μm，表面硬度由疲勞前的600HV0.1降低到533HV0.1，較基體硬度提高25.4%。

噴丸產生的表面梯度形變強化組織是噴丸的疲勞強化機制。

圖6 噴丸單晶表面硬度場Fig.6 Surface hardness profile of SX

圖7 原始和噴丸單晶表面層氣孔Fig.7 Surface porosities of unpeened and peened SX at different depths

3 鑄造缺陷

鑄造合金內部易存在氣孔等微小缺陷。圖7為噴丸前單晶合金的表層鑄造缺陷，多為圓形氣孔（圖7（a）），直徑在2～10μm，少數氣孔呈兩個氣孔和連接通道的“啞鈴”形態(tài)（圖7（b））。噴丸后，氣孔發(fā)生變形，最表面嚴重塑性變形層氣孔呈閉合狀（圖7（c）），在次表層的氣孔呈細長型（圖7（d）），里層氣孔呈橢圓型（圖7（e）），而基體氣孔仍然為圓形（圖7（f））。相比未噴丸的圓形氣孔，噴丸后氣孔沿受力軸垂直方向的尺寸減小，且周邊形變明顯，即使在里層仍然觀察到次表層的形變線型孿晶組織，對孔周邊的單晶材料起到良好的應變硬化作用。Shi 等[15]研究表明，鑄造合金表面存在氣孔，可能在疲勞過程中成為弱化因素導致疲勞起源；而噴丸對于氣孔的變形以及氣孔周邊金屬的應變硬化作用，是一種疲勞強化機制。

4 疲勞性能及斷口觀察

圖8為噴丸前后單晶650℃、Kt=1.7和Kt=3條件下旋轉彎曲疲勞S-N 曲線，可知，相比于原始狀態(tài)，Kt=1.7 疲勞極限398MPa，噴丸后提高到483MPa，提高幅度為21.3%；同樣，原始狀態(tài)Kt=3 疲勞極限為330MPa，噴丸強化后疲勞極限達到372MPa，提高幅度為12.7%。典型應力狀態(tài)下，噴丸強化后試樣的疲勞壽命也較原始有明顯提高，如500MPa下試樣疲勞壽命的中值估計量較原始提高接近1倍。

圖8 原始和噴丸單晶650℃疲勞S-N曲線Fig.8 S-N fatigue curve of unpeened and peened SX at 650℃

圖9 原始和噴丸狀態(tài)Kt=3疲勞斷口Fig.9 Kt=3 fatigue fracture of unpeened and peened SX

圖9為Kt=3 狀態(tài)下原始和噴丸狀態(tài)疲勞斷口。在650℃/500MPa條件下，原始和噴丸斷口均呈現多源疲勞模式。原始狀態(tài)疲勞斷口（圖9（a））存在兩種疲勞裂紋起源模式：（1）加工刀痕不連續(xù)部位（白色箭頭）；（2）鑄造氣孔（黑色箭頭），而噴丸后，無法觀察到鑄造氣孔起源，疲勞裂紋萌生于噴丸后彈坑起伏位置。

5 分析討論

應力集中是造成金屬疲勞失效的根本原因，高強度金屬的疲勞性能隨應力集中系數越大而迅速降低[16]。相比于無限平整的理論表面，機械加工的加工刀痕和噴丸彈坑都將產生表面應力集中。機械磨削刀痕表面起伏較小但開口小、底部尖銳，而噴丸后單晶表面起伏較大但開口大、底部圓滑，在以上競爭關系下，噴丸表面應力集中小于機械加工，這意味著噴丸后裂紋相對不容易起源，從而提高了疲勞性能。同時，相比于磨削加工表面，噴丸后單晶表面硬度提高40%以上，使得單晶表面層金屬具有更強的承載能力，起到應變硬化作用。

圖10 噴丸對單晶合金微觀孔洞形態(tài)的優(yōu)化影響Fig.10 Optimized effect of shot peening on micro-hole morphology of SX

此外，鑄造合金不可避免存在許多微觀孔洞，原始試樣斷口觀察（圖9（a））說明，在交變應力作用下，存在于表面的微觀孔洞可能萌生裂紋。噴丸后，微觀孔洞將發(fā)生形態(tài)變化：（1）最表面變形劇烈，微觀孔洞接近閉合；（2）以下表面變形相對減小，微觀孔洞從圓形變?yōu)闄E圓形。旋彎疲勞受力過程中，交變拉應力與彈丸入射方向垂直。無論是“閉合”還是橢圓形，在受力截面上缺陷尺寸減小，圓角半徑顯著增大，將減小孔洞周邊的金屬受力狀態(tài)，如圖10所示（其中σ為外加應力，σas為微孔邊突際應力）。同時，孔洞周邊束縛小，里層單晶微孔周邊可以觀察到次表層存在的線型組織，說明合金孔洞周邊噴丸變形明顯大于其他位置，產生的加工硬化效果也能提高疲勞抗力。因此，噴丸對單晶合金表層微觀孔洞形態(tài)的優(yōu)化影響是一種疲勞強化機制。

在工程上，鑄造合金內部微孔很難避免，孔邊存在顯著的應力集中，在交變載荷作用下容易萌生疲勞裂紋。郭會明等[17]通過熱等靜壓方法減少微觀孔洞，提高疲勞壽命，單晶合金疲勞失效很少萌生于內部，通過表面強化方法減少表層金屬的微觀孔洞即可對疲勞性能產生重要影響。因此，表面強化對鑄造合金表層微孔尺寸結構影響的強化機制適用范圍很廣，對工業(yè)應用具有啟示意義。

結論

（1）相比于原始狀態(tài)疲勞極限330MPa，噴丸強化后疲勞極限達到372MPa，提高12.7%，疲勞強化作用明顯。

（2）噴丸強化消除了底部尖銳的加工痕跡，形成了圓滑彈坑，將表面應力集中系數由1.44 降低到1.38，是表面形貌優(yōu)化機制。

（3）噴丸在單晶合金表層形成梯度形變組織，從表面到內部分別為嚴重塑性形變層、存在“線型組織”的形變層、小塑性形變層和基體。通過彈塑性形變，表層組織硬度上升，是形變強化機制。

（4）噴丸使單晶合金表層鑄造微孔發(fā)生閉合或橢圓化形變，減小了鑄造微孔帶來的應力集中，避免疲勞過程中疲勞源萌生于鑄造微孔，是噴丸對單晶合金表面微觀孔洞形態(tài)的優(yōu)化機制。