吳祎晗，姜傳海

(上海交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200240)

0 引 言

鋁基復(fù)合材料具有密度低、力學(xué)性能優(yōu)良、成本低等優(yōu)點(diǎn)，在航空航天、汽車、海洋環(huán)境等領(lǐng)域的應(yīng)用越來(lái)越廣泛[1]。從日本學(xué)者首次研發(fā)出硼酸鋁(Al18B4O33)晶須[2]后，其增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)及其性能便得到廣泛研究[3-4]。Al18B4O33晶須增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料是由鋁基體和纖維狀增強(qiáng)體組成的復(fù)合材料，由于基體和Al18B4O33晶須之間的熱膨脹系數(shù)相差較大，因此在材料制備以及后續(xù)熱處理過(guò)程中易產(chǎn)生相間內(nèi)應(yīng)力；相間內(nèi)應(yīng)力是導(dǎo)致相界開(kāi)裂和晶間腐蝕的主要原因，對(duì)材料的抗應(yīng)力腐蝕以及抗疲勞性能有著非常不利的影響。ZHU等[3]研究發(fā)現(xiàn)，Al18B4O33晶須增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的疲勞壽命隨著Al18B4O33晶須體積分?jǐn)?shù)的增加而延長(zhǎng)，疲勞斷裂歸因于室溫下初生硅相和晶須的開(kāi)裂以及高溫下基體的空化。在工程應(yīng)用中，裂紋往往起源于工件表面，材料的疲勞壽命與材料表面特性密切相關(guān)。因此，改善鋁基復(fù)合材料的表面性能具有重要的意義。

噴丸是一種傳統(tǒng)的表面機(jī)械處理工藝，廣泛應(yīng)用于工業(yè)生產(chǎn)。在噴丸過(guò)程中，大量具有高速動(dòng)能的丸粒撞擊工件表面使其產(chǎn)生一定程度的塑性變形，從而在表層引入殘余壓應(yīng)力并形成一定厚度的強(qiáng)化層,使得工件的抗疲勞性能、耐磨性能、抗應(yīng)力腐蝕性能等得到顯著提高[5-8]。目前雖然與噴丸相關(guān)的研究主要集中在如何提高殘余應(yīng)力方面，但有關(guān)殘余應(yīng)力在機(jī)械或高溫載荷下的穩(wěn)定性研究也同樣重要。噴丸工藝中的熱噴丸不僅可以有效提高工件中的殘余應(yīng)力，還可以提高位錯(cuò)結(jié)構(gòu)和殘余應(yīng)力的穩(wěn)定性[9-11]，因此研究熱噴丸對(duì)材料微觀結(jié)構(gòu)的影響尤為重要。

目前，國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)Al18B4O33晶須增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的研究大多集中在制備工藝、界面性能以及凝固過(guò)程[12-17]等方面，對(duì)該材料表面強(qiáng)化方面的研究較少。為此，作者對(duì)Al18B4O33晶須增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料進(jìn)行了不同溫度的噴丸處理，研究了噴丸處理后表層殘余應(yīng)力分布，采用X射線衍射線形分析方法對(duì)復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行表征，并研究了復(fù)合材料表層的顯微硬度變化。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為通過(guò)擠壓鑄造生產(chǎn)的Al18B4O33晶須增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料，其中Al18B4O33晶須的體積分?jǐn)?shù)為20%，呈隨機(jī)位向分布，晶須長(zhǎng)度為1030 μm，直徑為0.51.0 μm。在試驗(yàn)材料上加工出尺寸為20 mm×20 mm×5 mm的試樣，采用KX-T型干式噴砂設(shè)備對(duì)試樣表面進(jìn)行常規(guī)噴丸(室溫)與熱噴丸(200 ℃)處理，噴丸時(shí)間為40 s，覆蓋率大于100%，噴嘴直徑為15 mm，噴嘴與試樣之間的距離保持在100 mm，噴丸介質(zhì)為陶瓷丸，噴丸強(qiáng)度為0.15A。

噴丸處理后，采用電化學(xué)拋光法對(duì)試樣進(jìn)行剝層,利用L-XRD型X射線應(yīng)力分析儀，采用sin2ψ方法測(cè)定表層殘余應(yīng)力。采用Rigaka UItima IV型X射線衍射儀(XRD)對(duì)表層的物相組成進(jìn)行分析，采用銅靶，Kα射線，工作電壓為40 kV，工作電流為30 mA，掃描速率為1(°)·min-1，步長(zhǎng)為0.01°。利用X射線衍射線形分析方法即Voigt單峰分析方法[18-21]對(duì)XRD譜進(jìn)行計(jì)算分析，得到晶塊尺寸和顯微畸變沿著層深的變化規(guī)律。XRD譜線形h(x)可表示為

(1)

式中：f(x)為結(jié)構(gòu)寬化線形；g(y)為儀器線形。

由高斯和柯西分量組成的積分寬度的關(guān)系式[22]分別為

(2)

(3)

式中：β為積分寬度；下標(biāo)G和C分別代表高斯分量和柯西分量。

采用退火硅粉對(duì)儀器線形寬化進(jìn)行校準(zhǔn)。高斯分量取決于晶塊尺寸，柯西分量?jī)H受微觀應(yīng)變的影響。因此，晶塊尺寸D和微觀應(yīng)變?chǔ)诺挠?jì)算公式分別為

(4)

(5)

式中：λ為入射X射線的波長(zhǎng)；θ為半衍射角，對(duì)應(yīng)(311)晶面的衍射峰。

利用Williamson方法[23]計(jì)算位錯(cuò)密度ρ，其計(jì)算公式為

(6)

式中：b為伯氏矢量。

采用DHV-1000型顯微硬度計(jì)測(cè)復(fù)合材料表層的顯微硬度，載荷為1.96 N，加載時(shí)間為15 s，每個(gè)層深測(cè)5次取平均值。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 殘余應(yīng)力

由圖1可以看出：2種條件噴丸處理后復(fù)合材料表層的殘余壓應(yīng)力均隨著距表面距離(深度)的增加先增大后減小，隨后變?yōu)槔瓚?yīng)力；熱噴丸處理后復(fù)合材料表層的殘余壓應(yīng)力大于常規(guī)噴丸處理后的，材料表面殘余壓應(yīng)力與表層最大殘余壓應(yīng)力分別為75，139 MPa，均大于常規(guī)噴丸處理后的(56，111 MPa)；熱噴丸處理后殘余應(yīng)力由壓應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)槔瓚?yīng)力的深度(約105 μm)明顯大于常規(guī)噴丸處理后的(約83 μm)，說(shuō)明高溫能有效提高噴丸處理的影響層深。高溫條件下材料的強(qiáng)度降低，當(dāng)噴丸強(qiáng)度一定時(shí)，材料表層會(huì)發(fā)生更加嚴(yán)重的塑性變形，組織發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶，位錯(cuò)組態(tài)更為穩(wěn)定，同時(shí)殘余應(yīng)力場(chǎng)的穩(wěn)定性提高，在外加載荷作用下不易松弛[24]，從而延長(zhǎng)材料的疲勞壽命。

圖1 不同噴丸處理后復(fù)合材料表層的殘余應(yīng)力隨深度的變化曲線Fig.1 Curves of residual stress vs depth of composite surface layer after different shot peening treatments

2.2 微觀結(jié)構(gòu)

由圖2可以看出，常規(guī)噴丸處理后復(fù)合材料表層的物相主要由鋁相(JCPDS No.04-0787)和Al18B4O33相(JCPDS No.32-0003)組成，與熱噴丸處理后的相同。

圖2 常規(guī)噴丸處理后復(fù)合材料的XRD譜Fig.2 XRD pattern of composite after conventional shot peening

噴丸處理會(huì)引起材料表層微觀結(jié)構(gòu)的變化，反映在XRD譜上則表現(xiàn)為衍射峰的寬化[25];其寬化程度與材料的微觀結(jié)構(gòu)、微觀應(yīng)力和儀器寬化等因素均有關(guān)。由圖3可以看出，熱噴丸處理后復(fù)合材料表層的衍射峰半高寬明顯大于常規(guī)噴丸處理后的，且隨著深度的增加，二者的差值減小，在深度超過(guò)200 μm時(shí)，二者幾乎相等。

圖3 不同噴丸處理后復(fù)合材料表層衍射峰半高寬隨深度的變化曲線Fig.3 Curves of full width at half maximum vs depth of composite surface layer after different shot peening treatments

采用X射線衍射線形分析方法計(jì)算出復(fù)合材料表層的晶塊尺寸、微觀應(yīng)變和位錯(cuò)密度，結(jié)果如圖4所示。由圖4可以看出，噴丸處理后復(fù)合材料表層的晶塊尺寸隨著深度的增加而增大；熱噴丸處理后復(fù)合材料表層的晶塊尺寸小于常規(guī)噴丸處理后的，且隨著深度的增加，二者趨于一致。由此可看出，熱噴丸細(xì)化了復(fù)合材料表層的晶塊尺寸。噴丸處理后復(fù)合材料表面的微觀應(yīng)變隨著層深的增加而減??；熱噴丸處理后的微觀應(yīng)變小于常規(guī)噴丸處理后的，在深度約250 μm后二者基本相等。在噴丸過(guò)程中，隨著深度的增加，噴丸能量衰減，導(dǎo)致材料表層的彈塑性變形越來(lái)越小，因此隨著深度的增加，晶塊尺寸增加，微觀應(yīng)變減小。這與大部分噴丸試驗(yàn)結(jié)果[26-27]一致。熱噴丸處理后復(fù)合材料表面的位錯(cuò)密度為2.74×1014m-2，明顯高于常規(guī)噴丸處理后的(2.02×1014m-2)；隨著深度的增加，位錯(cuò)密度減小，且常規(guī)與熱噴丸處理后位錯(cuò)密度的差值也減小，當(dāng)深度增加到約200 μm時(shí)，二者基本趨于一致。在噴丸過(guò)程中，大量丸粒高速轟擊材料表面，使表層產(chǎn)生嚴(yán)重的彈塑性變形，導(dǎo)致表層的晶粒得到極大地細(xì)化，因此表層形成大量位錯(cuò)[28]。在較高溫度下位錯(cuò)的移動(dòng)更加容易，因此與常規(guī)噴丸相比，熱噴丸可引入更多的位錯(cuò)并引起更加劇烈的彈塑性變形。

圖4 計(jì)算得到不同噴丸處理后復(fù)合材料表層的晶塊尺寸、微觀應(yīng)變與位錯(cuò)密度隨深度的變化曲線Fig.4 Curves of domain size (a),microstrain (b)and dislocation density (c)vs depth of composite surface layer after different shot peening treatments

2.3 顯微硬度

由圖5可以看出：復(fù)合材料表層的硬度隨著深度的增加而減小，當(dāng)深度大于200 μm時(shí)硬度基本不變；熱噴丸處理后的顯微硬度高于常規(guī)噴丸處理后的，表明了熱噴丸極大提高了復(fù)合材料的硬度。在噴丸過(guò)程中，大量高速?gòu)椡璺磸?fù)沖擊材料表面，材料表層中的晶粒尺寸減小，位錯(cuò)密度增大，位錯(cuò)之間相互纏結(jié)，運(yùn)動(dòng)阻力增大。根據(jù)Hall-Petch公式[29]和Bailey-Hirsch公式[30]，材料的屈服強(qiáng)度與晶粒的平均尺寸成反比，與位錯(cuò)密度成正比，而材料顯微硬度為屈服強(qiáng)度3倍[31]，因此在表層晶塊細(xì)化和大量位錯(cuò)引入[32]的條件下復(fù)合材料表面的硬度顯著提高，且硬度變化規(guī)律與晶塊尺寸的相反，與微觀應(yīng)變和位錯(cuò)密度的相似。在高溫條件下噴丸時(shí)，位錯(cuò)更易啟動(dòng)與滑移，在相同噴丸強(qiáng)度下的塑性變形更劇烈，能在材料表層引入更高水平的殘余壓應(yīng)力場(chǎng)，并導(dǎo)致程度較高的晶粒細(xì)化和更大的位錯(cuò)密度；而后隨著試樣溫度的降低，穩(wěn)定的位錯(cuò)組態(tài)保存下來(lái)，殘余應(yīng)力場(chǎng)不易松弛。因此熱噴丸表層具有較高的顯微硬度。

圖5 不同噴丸處理后復(fù)合材料表層的維氏硬度隨深度的變化曲線Fig.5 Curves of microhardness vs depth of composite surface layer after different shot peening treatments

3 結(jié) 論

(1)常規(guī)噴丸和熱噴丸處理后Al18B4O33晶須增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料表層的殘余壓應(yīng)力均隨著距表面距離(深度)的增加先增大后減小，隨后變?yōu)槔瓚?yīng)力，且熱噴丸處理后的殘余壓應(yīng)力大于常規(guī)噴丸處理后的；熱噴丸處理后殘余應(yīng)力由壓應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)槔瓚?yīng)力的深度(約105 μm)明顯大于常規(guī)噴丸處理后的(約83 μm)。

(2)不同噴丸處理后復(fù)合材料表層的物相均主要由鋁相和Al18B4O33相組成；隨著深度的增加，不同噴丸處理后復(fù)合材料表層的晶塊尺寸增大，微觀應(yīng)變減小，且熱噴丸處理后的晶塊尺寸與微觀應(yīng)變均小于常規(guī)噴丸處理后的；熱噴丸處理后復(fù)合材料表面的位錯(cuò)密度為2.74×1014m-2，明顯高于常規(guī)噴丸處理后的(2.02×1014m-2)，且隨著深度的增加，位錯(cuò)密度減小，說(shuō)明熱噴丸可引入更多的位錯(cuò)并引起更加劇烈的彈塑性變形。

(3)2種噴丸處理均能提高復(fù)合材料表層硬度，表層硬度隨著深度的增加而減小，當(dāng)深度大于200 μm時(shí)硬度基本不變；熱噴丸處理后的顯微硬度高于常規(guī)噴丸處理后的。