李 磊， 朱旭軍， 張 麗， 田福政

(內(nèi)蒙古工業(yè)大學(xué) 理學(xué)院， 內(nèi)蒙古 呼和浩特 010051)

GH4169合金(美國牌號Inconel718)是一種高溫鎳基合金，其在650 ℃下塑性好，抗拉強(qiáng)度高，并具有良好的耐腐蝕性、抗氧化性、抗疲勞性能以及斷裂韌性，被廣泛應(yīng)用于工業(yè)領(lǐng)域[1-4]。

材料的強(qiáng)化處理工藝會對材料性能產(chǎn)生較大的影響，在不同環(huán)境中采取不用的強(qiáng)化方式就可以得到與之相對應(yīng)的結(jié)構(gòu)、形狀以及所需性能。高能噴丸是近年來受到廣泛關(guān)注的表面納米化技術(shù)之一，已經(jīng)成功應(yīng)用于改善金屬部件的表面性能[5]。國內(nèi)外學(xué)者研究發(fā)現(xiàn)，材料經(jīng)過噴丸處理，表面性能顯著提高，但噴丸過程中會在材料表層產(chǎn)生殘余應(yīng)力，對材料的表面粗糙度和塑性影響較大[6-8]。Bagherifard等[9-12]研究了玻璃彈丸噴丸對316L不銹鋼表面改性的影響，結(jié)果表明，經(jīng)過噴丸后，材料表層出現(xiàn)納米晶層，使材料具有更高的硬度，材料表面殘余應(yīng)力和表面粗糙度變得更大。納米晶層會提高材料的強(qiáng)度，但較高的表面粗糙度會影響材料的壽命。王欣等[13]通過高溫低周疲勞試驗(yàn)評估了陶瓷丸和鑄鋼丸噴丸對GH4169合金疲勞性能影響，結(jié)果表明小強(qiáng)度的噴丸處理可以提高材料的疲勞性能，過高強(qiáng)度的噴丸處理會使材料產(chǎn)生塑性流動堆積，導(dǎo)致材料過早出現(xiàn)疲勞裂紋或直接進(jìn)入疲勞裂紋擴(kuò)展階段，使材料的疲勞性能下降。Kumar等[14]研究了超聲噴丸對IN718合金力學(xué)性能的影響，經(jīng)過噴丸處理后IN718合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度相比未處理試樣均有增加，分別增加了3.5% 和2.15%，但伸長率減小了3.4%。郭勝華等[15-16]通過研究濕噴丸處理對GH4169合金的影響，發(fā)現(xiàn)隨著噴丸直徑的增大和噴丸時間的增加，噴丸作用層厚度、顯微硬度、表面粗糙度都隨之增加。通過微觀組織和宏觀試驗(yàn)可以評估金屬板成形中的損傷。許多學(xué)者使用各種先進(jìn)的儀器和方法來研究材料的損傷和變形行為，數(shù)字圖像相關(guān)技術(shù)(Digital image correlation，DIC)是一種無損光測力學(xué)方法，該方法可以在非接觸條件下進(jìn)行全場變形測量，且操作簡單、精確度高，被廣泛地應(yīng)用于各大科學(xué)領(lǐng)域[17-18]。褚玉龍等[19]利用DIC對GH2036合金在疲勞性能試驗(yàn)下的整體應(yīng)變場進(jìn)行了測量，分析了試樣的裂紋萌生機(jī)理和破壞特性。Yin等[20-21]利用數(shù)字圖像相關(guān)法對GH4169合金的疲勞裂紋傳播過程進(jìn)行了研究，在微觀尺度下用DIC對裂紋尖端附近的位移場進(jìn)行原位測量，計(jì)算了應(yīng)力強(qiáng)度因子ΔK和裂紋張開位移(COD)的范圍，表征了材料的裂紋閉合效應(yīng)。司剛強(qiáng)等[22]利用DIC和聲發(fā)射對TC4合金的疲勞損傷狀態(tài)進(jìn)行監(jiān)測研究，發(fā)現(xiàn)DIC監(jiān)測能夠有效獲取結(jié)構(gòu)件的疲勞損傷狀況，聲發(fā)射對疲勞裂紋擴(kuò)展敏感，有效實(shí)現(xiàn)在線監(jiān)測疲勞裂紋活動狀況，兩者結(jié)合可以實(shí)現(xiàn)對TC4合金疲勞狀態(tài)的動態(tài)監(jiān)測與損傷演化過程的有效表征。

以往的研究主要集中在噴丸處理對材料的力學(xué)性能和微觀組織的影響，關(guān)于噴丸處理后對材料損傷演化影響的研究很少。分析噴丸直徑對金屬材料的塑性及損傷影響，判斷直徑對臨界損傷的影響，對材料噴丸壽命預(yù)測具有重要意義。為此，本文研究了噴丸直徑對GH4169合金力學(xué)性能的影響和損傷演化規(guī)律，建立不同彈丸直徑噴丸下材料的損傷演化方程。

1 試驗(yàn)材料與方法

本試驗(yàn)所選材料為GH4169合金板材，其主要化學(xué)成分如表1所示。初始材料組織如圖1所示，對組織進(jìn)行測定，其平均晶粒尺寸為90.3 μm。

表1 GH4169合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖1 GH4169合金的顯微組織Fig.1 Microstructure of the GH4169 alloy

圖2 拉伸試樣尺寸Fig.2 Dimensions of the tensile specimen

采用線切割機(jī)(DK7740)將GH4169合金切割為拉伸試樣，拉伸試樣尺寸如圖2所示。利用金屬材料表面納米化試驗(yàn)機(jī)(SNC-1)對GH4169合金拉伸試樣進(jìn)行噴丸處理，制備功能梯度材料。噴丸處理選用碳化硅彈丸，彈丸直徑為φ0.6、φ2.8、φ4.3 mm，噴丸時長約為9 min。噴丸后試樣經(jīng)打磨拋光，用5 g CuSO4+25 mL HCl+15 mL HNO3+5 mL HF的腐蝕液進(jìn)行擦拭腐蝕，利用半自動光學(xué)顯微鏡(LEICA LM/DM type)觀察其截面顯微組織。使用激光共聚焦顯微鏡(LSM-700)觀察試樣的表面形貌，并測量噴丸處理后GH4169合金的表面粗糙度。使用MTS(MTS-LANDMARK)力學(xué)性能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，加載速率為5 mm/min。GH4169合金試樣在拉伸試驗(yàn)過程中配備非接觸全場應(yīng)變測量系統(tǒng)(VIC-3D)，測量GH4169合金試樣的全場應(yīng)變。將CCD相機(jī)設(shè)置為600 ms 連續(xù)記錄，在拉伸試驗(yàn)進(jìn)行的同時使用DIC對拉伸過程進(jìn)行數(shù)據(jù)采集。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 噴丸強(qiáng)化效果及其機(jī)理分析

圖3為GH4169合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線，經(jīng)過噴丸處理后GH4169合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均有所提高，而其塑性則隨著彈丸直徑的增大而降低。如表2所示，未噴丸時GH4169合金的屈服強(qiáng)度為418.1 MPa，抗拉強(qiáng)度為917.9 MPa，伸長率為35.5%。噴丸處理后，當(dāng)彈丸直徑為φ2.8 mm時，GH4169合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度提高較明顯，此時的屈服強(qiáng)度為445.1 MPa，抗拉強(qiáng)度為986.9 MPa，伸長率下降為34.6%，較初始未強(qiáng)化GH4169合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別提高了8.8%和7.5%，伸長率僅下降了0.9%。與Kumar等[14]的工作相比強(qiáng)化效果略有提高，且伸長率下降較小。當(dāng)彈丸直徑為φ4.3 mm時，其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度開始降低。表明相同噴丸時間下，GH4169合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度隨噴丸直徑的增大先提高后降低。這是因?yàn)閲娡柚睆竭^大，會造成過度噴丸，降低殘

圖4 GH4169合金經(jīng)不同直徑彈丸噴丸處理后的截面組織Fig.4 Sectional microstructure of the GH4169 alloy after shot peening with different projectile diameters(a) φ0.6 mm; (b) φ2.8 mm; (c) φ4.3 mm

圖3 經(jīng)不同直徑彈丸噴丸處理后GH4169合金的 應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.3 Stress-strain curves of the GH4169 alloy after shot peening with different diameters of projectile

余應(yīng)力對材料力學(xué)性能的有利影響，使噴丸強(qiáng)化的效果下降[23]。

表2 GH4169合金經(jīng)不同直徑彈丸噴丸處理后的力學(xué)性能

如圖4所示，GH4169合金試樣內(nèi)部區(qū)域幾乎不受噴丸影響，其組織與初始組織相同，組織較為均勻，晶粒尺寸較大，經(jīng)過噴丸后試樣表層區(qū)域組織中的粗大晶粒已經(jīng)細(xì)化，表層區(qū)域組織發(fā)生了細(xì)化。GH4169合金表面細(xì)晶層厚度與彈丸直徑存在正相關(guān)關(guān)系，隨著彈丸直徑的增大，試樣表面積累的應(yīng)變能越多，表面塑性變形的程度越大，表面細(xì)晶層越厚。噴丸使材料表面發(fā)生晶粒細(xì)化，在材料表面形成致密的細(xì)晶層，可以有效地提高材料的強(qiáng)度。高強(qiáng)度高硬度的細(xì)晶層，其晶粒相互之間約束和限制了晶粒之間的協(xié)調(diào)變形，從而使材料的強(qiáng)度提高。通常通過塑性應(yīng)變累積獲得細(xì)晶層提高材料表面強(qiáng)度的同時會使得材料的塑性下降，這是由于材料表層產(chǎn)生強(qiáng)烈的塑性變形使得表層出現(xiàn)明顯的加工硬化，從而抑制了拉伸過程中后續(xù)塑性變形的產(chǎn)生[24]。

圖5為GH4169合金試樣經(jīng)不同直徑彈丸噴丸處理后的表面形貌。彈丸沖擊在合金表面產(chǎn)生凹坑，使其表面粗糙度增加。隨著彈丸直徑增加，合金表面出現(xiàn)了明顯的“峰”和“谷”，表面起伏發(fā)生明顯變化，表面粗糙度逐漸增大。這是因?yàn)殡S著彈丸直徑的增加，彈丸的能量越大，撞擊材料使材料表面產(chǎn)生的塑性變形越大，表面粗糙度就越大[25]。材料的表面粗糙度通常選用Ry和Ra進(jìn)行評定。圖6為GH4169合金表面粗糙度隨彈丸直徑變化曲線，隨著彈丸直徑的增加，輪廓最大高度Ry由9.2 μm增大到16.1 μm，試樣表面起伏變化明顯，輪廓算術(shù)平均差Ra由2.6 μm增大到4.7 μm，噴丸處理后GH4169合金表面粗糙度Ry和Ra較原始試樣分別提升了75.0%和80.8%。說明在一定范圍內(nèi)，噴丸強(qiáng)化主要來自于表面細(xì)晶層對材料的有利影響。然而較大的表面粗糙度，會降低殘余應(yīng)力場和表面細(xì)晶層的強(qiáng)化效應(yīng)，同時較大的表面粗糙度會引起應(yīng)力集中，促進(jìn)材料表面微裂紋的產(chǎn)生，引起材料的表面損傷，使材料的力學(xué)性能下降[26-27]。

圖6 GH4169合金表面粗糙度隨彈丸直徑的變化曲線Fig.6 Surface roughness curves of the GH4169 alloy versus projectile diameter

2.2 噴丸強(qiáng)化損傷演化分析

材料拉伸時為軸向加載(Y方向)，利用數(shù)字圖像相關(guān)法提取該方向的應(yīng)變場數(shù)據(jù)進(jìn)行統(tǒng)計(jì)分析。圖7為GH4169合金試樣在不同拉伸變形階段的應(yīng)變云圖。從圖7可以看出，在變形初期，材料屬于彈性變形。隨著材料塑性變形的增大，材料的變形開始發(fā)生擴(kuò)散，應(yīng)變云圖呈現(xiàn)出不同的顏色變化，此時材料以均勻變形為主。隨著材料變形的繼續(xù)增大，材料開始發(fā)生不均勻變形，局部區(qū)域出現(xiàn)應(yīng)力集中現(xiàn)象，大變形區(qū)出現(xiàn)，材料損傷也集中在此區(qū)域。噴丸前后材料都出現(xiàn)了大變形區(qū)域，噴丸后合金試樣的塑性變形量減少。

圖7 GH4169合金試樣拉伸過程中表面應(yīng)變分布云圖(a)初始態(tài);(b)φ4.3 mm噴丸態(tài)Fig.7 Surface strain distribution maps of the GH4169 alloy specimens during tensile process(a) initial state; (b) shot peened with projectile diameter of φ4.3 mm

(1)

圖8(a)為不同噴丸直徑下GH4169合金試樣表面的平均應(yīng)變因子變化曲線。由圖8(a)可知，平均應(yīng)變因子隨著應(yīng)變的增大而增大，變形初期發(fā)生緩慢變形，大變形區(qū)域出現(xiàn)后，變形集中在局部區(qū)域，其它區(qū)域停止變形，損傷因子快速增大。

圖8 不同直徑彈丸噴丸處理后GH4169合金的演化曲線(a)平均應(yīng)變因子;(b)損傷因子Fig.8 Factor change curves of the GH4169 alloy after shot peening with different projectile diameters(a) average strain factor; (b) damage factor

為了實(shí)現(xiàn)損傷由0到1的轉(zhuǎn)變，本文定義損傷應(yīng)變因子D來表征材料變形過程中表觀損傷演化行為。當(dāng)D=0時，材料處于無損狀態(tài)；當(dāng)0

(2)

圖8(b)為不同噴丸直徑下GH4169合金試樣的損傷因子演化曲線，可以看出，GH4169合金試樣的損傷因子隨著應(yīng)變的增大而增大，隨著噴丸直徑的增加，損傷變形的速度變快。平均應(yīng)變因子演化曲線和損傷因子演化曲線可以清晰地描述不同彈丸直徑下GH4169合金試樣的緩慢損傷階段與快速損傷階段，由圖8(b)中曲線的拐點(diǎn)可以準(zhǔn)確地與宏觀頸縮開始時刻進(jìn)行對應(yīng)。定義平均應(yīng)變因子曲線拐點(diǎn)為臨界應(yīng)變值εc，損傷因子曲線拐點(diǎn)為臨界損傷因子Dc。當(dāng)0

圖8(b)的損傷因子擬合方程為：

初始態(tài)：

D=0.013 75+5.36×10-10e60.3347ε

(3)

彈丸直徑為φ0.6 mm：

D=0.014 73+6.80×10-8e47.2483ε

(4)

彈丸直徑為φ2.8 mm：

D=0.017 32+8.38×10-8e48.7105ε

(5)

彈丸直徑為φ4.3 mm：

D=0.020 47+3.11×10-9e60.7575ε

(6)

對以上擬合方程的參數(shù)進(jìn)行統(tǒng)一替代，得到GH4169合金損傷演化一般方程：

D=a+becε

(7)

式中：a為材料損傷參數(shù)；b為材料硬化參數(shù)；c為決定損傷演化規(guī)律形狀的損傷模型指數(shù)。

表3為GH4169合金損傷材料常數(shù)與彈丸直徑關(guān)系。由表3可見，隨著彈丸直徑的增大，損傷演化方程中的材料常數(shù)a數(shù)值逐漸增大，b數(shù)值先增大后減小。而常數(shù)a和b由于本身數(shù)值較小，其變化趨勢不大；常數(shù)c的數(shù)值隨彈丸直徑的增大先減小后增大且變化較大，彈丸直徑對材料常數(shù)c的大小影響顯著。

方程(7)形式簡單且參數(shù)少，能夠準(zhǔn)確地反映材料的損傷演化規(guī)律，便于工程應(yīng)用。該方程同樣能夠真實(shí)地反映304不銹鋼[28]和銅合金[29-30]的損傷演化規(guī)律。其損傷因子擬合結(jié)果如圖10所示。

表3 GH4169合金損傷因子擬合公式參數(shù)

圖9 GH4169合金的臨界損傷因子與臨界應(yīng)變 隨彈丸直徑變化曲線Fig.9 Change curves of critical damage factor and critical strain of the GH4169 alloy with projectile diameter

圖10 其他金屬材料的損傷因子演化曲線[28-30](a)304不銹鋼;(b)T2純銅;(c)Cu-19Ni合金Fig.10 Damage factor evolution curves of other metal materials[28-30](a) 304 stainless steel; (b) T2 pure copper; (c) Cu-19Ni alloy

3 結(jié)論

運(yùn)用數(shù)字圖像相關(guān)法對GH4169合金試樣進(jìn)行了單軸拉伸試驗(yàn)，研究了不同彈丸直徑下GH4169合金的力學(xué)性能及損傷演化行為。得出以下結(jié)論：

1) GH4169合金表面細(xì)晶層厚度隨著彈丸直徑的增加而變厚，其表面形貌起伏也愈加明顯。隨著彈丸直徑的增加，GH4169合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度先提高后降低，塑性略有下降。

2) GH4169合金的損傷應(yīng)變因子隨著應(yīng)變增大而增大，臨界損傷因子隨著彈丸直徑的增加而增大，臨界損傷應(yīng)變隨著彈丸直徑的增加略有下降。噴丸處理后，GH4169合金的屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度均有所提高，臨界損傷因子增大。塑性變形初期，材料的變形緩慢，損傷較小，當(dāng)損傷度到達(dá)臨界損傷因子時，材料進(jìn)入快速損傷變形，發(fā)生局部變形。

D=a+becε

彈丸直徑與損傷演化方程的材料參數(shù)關(guān)系密切相關(guān)，且損傷演化方程中的材料常數(shù)較少，形式簡單便于工程應(yīng)用，該方程可用于其他合金的表觀損傷演化研究。