俞延慶，周留成，宮健恩，方修洋，周杰，蔡振兵

GH4169高溫合金激光沖擊強化層微觀結構和微動疲勞行為研究

俞延慶1，周留成2，宮健恩1，方修洋1，周杰1，蔡振兵1

（1.西南交通大學 機械工程學院，成都 610031；2.空軍工程大學 航空工程學院 等離子體動力學重點實驗室，西安 710038）

提高GH4169鎳基高溫合金的微動疲勞壽命。利用激光沖擊強化（LSP）技術對GH4169高溫合金榫試樣進行表面強化處理并研究其微動疲勞性能。借助激光共聚焦顯微鏡（LCSM）、X射線衍射儀（XRD）、電子背散射衍射（EBSD）、顯微硬度計、X射線應力分析儀、光學顯微鏡（OM）、掃描電子顯微鏡（SEM）及高頻疲勞試驗機，對激光沖擊強化前后的GH4169高溫合金的微觀組織、硬度、殘余應力、微動疲勞壽命、斷口形貌和裂紋擴展情況進行分析。激光沖擊強化后表面硬度提高了17.3%，硬化層深度約為0.63 mm，表面殘余壓應力為331.5 MPa。經激光沖擊強化后變形層中晶粒未發(fā)生明顯細化，表明激光誘導沖擊波主要引起GH4169高溫合金中位錯的形成而不是位錯的運動。在20 kN峰值載荷下，盡管強化后的斷裂機制沒有發(fā)生明顯的變化，但是強化后榫試樣的微動疲勞壽命比未處理的試樣提高了827%，裂紋從多疲勞源轉變?yōu)閱纹谠?，裂紋萌生位置從表面轉移到距表面234 μm的次表面，激光沖擊強化顯著提升了GH4169的萌生抗力和擴展速率，擴展區(qū)域的疲勞條帶間距從未處理的0.50 μm增加到了強化后的1.01 μm，這可能與殘余應力的突變與松弛有關。在激光沖擊強化后獲得硬化層和殘余應力場共同影響下，GH4169高溫合金榫試樣的微動疲勞壽命得到了顯著提升。

GH4169高溫合金；激光沖擊強化；微觀結構；微動疲勞；斷口形貌；裂紋擴展

航空發(fā)動機渦輪葉片與葉盤通常采用榫頭/榫槽結構進行連接。但是，在高溫、高壓、高轉速、交變載荷作用下，榫頭/榫槽界面上接觸應力較大，相對位移較小，易遭受微動損傷[1-2]。榫頭/榫槽接觸面處的微動損傷會導致局部應力集中，進而導致裂紋的形核與早期擴展，最終導致微動疲勞斷裂，見圖1[3]。微動疲勞損傷是導致渦輪葉片使用壽命降低的重要原因之一[4]。因此，開展榫試樣的微動疲勞防護很有必要。

圖1 渦輪葉片微動疲勞損傷斷裂形貌[3]

常規(guī)的表面機械強化技術主要包括噴丸（SP）、超聲納米輥壓（UNSM）和激光沖擊強化（LSP）等技術[5-6]。由于較高的經濟性，噴丸強化技術是工業(yè)中最常見的防護手段。Zhao等[7]采用噴丸處理GH4169高溫合金，發(fā)現(xiàn)噴丸會在材料表層形成納米晶、形變孿晶、硬化層（～90 μm）和殘余壓應力場，進而顯著提升材料的疲勞壽命。Jing等[8]采用超聲納米輥壓強化GH4169高溫合金，1次強化后表面硬度提高了27.4%，殘余壓應力達到1 070.6 MPa，疲勞壽命提高了3.6倍。

噴丸和超聲納米輥壓2種技術是通過機械碰撞的方式使材料表層發(fā)生塑性變形的方法。而激光沖擊強化技術是通過高能量密度的激光穿過透明約束層作用于金屬材料表面覆蓋的吸收層時，吸收層吸收激光能量后迅速氣化爆炸，并形成大量等離子體沖擊波使材料表層發(fā)生塑性變形的方法[9-10]。盡管激光沖擊強化技術的強化效果會稍弱于其他2種技術，但強化深度會更高[11]。Cao等[12]對GH202高溫合金進行了激光沖擊強化處理，發(fā)現(xiàn)在高能激光沖擊誘導塑性變形過程中，位錯滑移和孿晶同時產生，表面產生許多小角度晶界和孿晶，激光沖擊強化對晶粒細化、小角度晶界的形成和力學性能的改善有積極作用。Geng等[13]采用5 GW/cm2的能量密度強化鎳基單晶高溫合金，發(fā)現(xiàn)位錯在γ相通道中滑移與攀移并剪切γ′相產生高密度位錯，進而顯著提高單晶高溫合金的顯微硬度和殘余壓應力。硬度提高了約54%，殘余壓應力達到約600 MPa。Ning等[14]采用6.02 GW/cm2能量密度激光沖擊強化GH4169高溫合金，材料的硬度最高達到了29.8%，影響層深度最高達到了0.8 mm。Geng等[15]采用5 GW/cm2能量密度處理IN 718合金，3次沖擊后表面殘余壓應力達到655 MPa，影響層深達到了1.3 mm。Lu等[16]報道了不同沖擊次數(shù)后304不銹鋼表層微觀組織的演變規(guī)律。1次沖擊后，晶粒內部形成了平行的孿晶。隨著沖擊次數(shù)增加到3次，不同方向的孿晶發(fā)生交叉并最終導致晶粒細化。

GH4169鎳基合金作為一種析出強化高溫合金，因其優(yōu)異的力學性能、抗氧化性能、耐腐蝕性能和抗蠕變性能，被廣泛用于制造航空發(fā)動機葉片或葉盤等部件[17-18]。本文采用6.58 GW/cm2功率密度對GH4169高溫合金榫試樣進行1次激光沖擊強化處理，對強化前后的表面形貌、微觀組織結構、顯微硬度和殘余應力進行了測試。最后，在20 kN峰值載荷下對強化前后的GH4169高溫合金進行微動疲勞試驗，對比分析強化前后的疲勞壽命、裂紋形貌和斷口形貌。

1 試驗

1.1 材料

基體材料選用鍛造后的GH4169鎳基高溫合金，成分如表1所示。鍛造后進行了固溶、時效熱處理，得到的微觀組織形貌如圖2所示?；w主要由γ相組成，大量針狀δ相交叉分布在γ基體中，而棒狀和球狀δ相分布在晶界上。

表1 GH4169鎳基高溫合金的化學成分

Tab.1 Chemical composition of GH4169 superalloy

圖2 GH4169的微觀組織形貌

1.2 激光沖擊強化及微動疲勞試驗

圖3為激光沖擊強化及微動疲勞試驗示意圖。切取如圖3b所示的榫試樣及微動墊試樣。為保證榫試樣和微動墊界面的良好接觸，榫試樣厚度設計為8 mm，微動墊厚度設計為12 mm。榫試樣經過拋光研磨后再進行激光沖擊強化處理，強化加工面為榫試樣與微動墊接觸的兩側面，掃描路徑完全覆蓋了榫試樣的側面。激光沖擊強化試驗在西安天瑞達公司YS80-R200B設備上進行。采用厚度為1 mm的水層作為約束層，厚度為0.13 mm的黑膠帶作為吸收層。其中，激光能量為5 J，脈沖寬度為20 ns，光斑直徑為2.2 mm，搭接率為50%，重復頻率為1 Hz，掃描次數(shù)為1 次。

強化結束后，在中機GPS100高頻疲勞試驗機上對強化前后的榫試樣進行微動疲勞試驗，見圖3c。微動墊通過過渡配合裝配在其夾具中并在拉-拉載荷的作用下完全固定。在榫試樣的側面放置數(shù)字顯微鏡對裂紋擴展情況進行監(jiān)測。微動疲勞試驗在室溫下進行，所施加的峰值載荷為20 kN，應力比為0.1。

1.3 性能測試及組織觀察

采用激光共聚焦顯微鏡（LCSM，VK-X1000，Keyence，日本）對激光沖擊強化前后的表面進行觀察，獲得表面三維形貌、二維輪廓和面粗糙度（a）。使用X射線衍射儀（XRD，Empyrean，Panalytical，荷蘭）對比分析強化前后GH4169高溫合金的物相組成，選用的射線為Cu Kα射線，2范圍為20°～100°。使用電子背散射衍射（EBSD，Nordly Max3，Oxford，英國）對強化后表層微觀組織進行分析。使用X射線應力分析儀（D8 Advance，BRUCKER，德國）測量激光沖擊強化后的表面殘余應力，其應力衍射儀參數(shù)選擇Co Kα射線，衍射晶面為（311）。使用顯微硬度計（KELITI-000ZB，科理特，中國）對強化后深度方向上的硬度進行測試，載荷為200 g，保壓時間為15 s。采用光學顯微鏡（OM，VHX-6000，Keyence，日本）和掃描電子顯微鏡（SEM，Phenom Pro，飛納，中國）對斷口形貌進行分析。

圖3 激光沖擊強化和微動疲勞示意圖

2 結果及分析

2.1 表面完整性分析

GH4169高溫合金強化前后的三維形貌和二維輪廓如圖4所示。未處理樣品表面較為平整，無明顯的凹坑，測得表面粗糙度a為1.62 μm。而激光沖擊強化后，由于激光和水約束層相互作用并產生高壓等離子沖擊材料表面，導致表面形成大量的凹坑，表面粗糙度a也增加到13.89 μm。

圖5a展示了激光沖擊強化后顯微硬度隨深度的變化規(guī)律。其中，深度為0 μm處的硬度值是從表面獲取的。激光沖擊強化后表面硬度從427.6HV0.2增加到501.6HV0.2，增加了17.3%。由于激光沖擊波在材料內部傳遞時會逐漸耗散，表面顯微硬度值最大，并隨著深度的增加而逐漸降低。當深度超過0.63 mm時，硬度值下降到基體水平。激光沖擊強化后表面的殘余應力值列在表2中。強化后，表面殘余應力從227.4 MPa變?yōu)?331.5 MPa。GH4169高溫合金表面在激光沖擊強化后形成了殘余壓應力場。圖5b為激光沖擊強化前后GH4169的XRD圖譜。激光沖擊強化后GH4169保持著和基體相同的γ相衍射峰，無新的衍射峰出現(xiàn)，材料經激光沖擊強化后未發(fā)生明顯的相變[19]。但是，局部放大圖中可以看出，強化后的γ(111)峰向左發(fā)生了移動，表明GH4169在激光誘導沖擊波作用下發(fā)生了晶格畸變并導致微觀應變的增加[20]，進而導致表層殘余壓應力場和硬化層的形成。

圖4 激光沖擊強化前后GH4169高溫合金的三維形貌及二維輪廓

圖5 激光沖擊強化前后GH4169高溫合金的硬度和XRD圖譜

表2 激光沖擊強化前后GH4169高溫合金表面殘余應力

Tab.2 Residual stress of GH4169 superalloy before and after LSP MPa

圖6a展示激光沖擊強化后GH4169高溫合金表層的反極圖（Inverse pole figure，IPF）。隨著深度的增加，GH4169高溫合金的平均晶粒尺寸從28.61 μm增加到了30.02 μm。表層區(qū)域的晶粒尺寸并沒有發(fā)生明顯的細化。對應區(qū)域的局部取向差分布圖（Kernel Average Misorientations，KAM）如圖6b所示。KAM可以反映材料內部的塑性變形程度，更高的KAM值代表材料塑性變形程度越高[21]。可以看出，盡管表層區(qū)域內晶粒沒有明顯細化，但是在深度約0.63 mm的次表層內形成了大量0°～2°小角度取向差。圖6c和圖6d分別為變形區(qū)和基體的晶界角結果?；w和形變區(qū)的小角度晶界（LAGBs）比例分別為7%和19%。激光沖擊強化后，大角度晶界向小角度晶界發(fā)生了轉變，這主要歸因于塑性變形引發(fā)的位錯強化或亞晶粒的形成[22]。上述結果表明，激光誘導沖擊波在GH4169高溫合金表層迅速傳遞時引起的塑性變形主要是位錯的形成而不是位錯的運動[23]。位錯的形成導致了晶粒內部位錯密度的增加，進而導致變形層內材料性能的提升。

激光沖擊強化過程中，沖擊波峰值壓力可采用Fabbro公式進行計算，如式（1）所示。其中，為內能轉化為熱能的系數(shù)，其值為0.25[24]；為基體與約束層的折合聲阻抗；0為激光的功率密度，其值為6.58 GW/cm2。

折合聲阻抗的計算公式如式（2）所示。其中，1為基材的聲阻抗，其值為0.165×106g/(cm2·s)；2為水約束層的聲阻抗，其值為4.6×106g/(cm2·s)[25]。

因此，強化過程中的峰值沖擊波壓力值為3.86 Gpa。根據(jù)沖擊波壓力值可以計算激光沖擊強化過程中誘導的形變層深度[26-27]，如式（3）所示。其中，e為彈性波傳播速度；p為塑性波傳播速度；為脈寬，其值為20 ns；HEL為GH4169高溫合金的Hugoniot 彈性極限，其值為1.7 Gpa[25]。

塑性波傳播速度e和彈性波傳播速度p公式分別如式（4）和式（5）所示。其中，和是Lame’s常數(shù)；為GH4169高溫合金的密度，其值為8 240 kg/m3[24]。

和的計算公式分別如式（6）和式（7）所示。其中，為GH4169高溫合金的彈性模量，其值為210 Gpa；為GH4169高溫合金的泊松比，其值為0.321。

根據(jù)式（1）—（7）計算得到單點叩擊后GH4169高溫合金的形變層深度為318 μm，這遠小于實際值（0.63 mm）。這主要是由于實際加工過程中的多光斑疊加導致形變層產生的累加效應[25]，進而導致殘余應力層厚度的增加。

2.2 微動疲勞行為分析

圖7a為20 kN峰值載荷下榫試樣的疲勞全壽命。激光沖擊強化顯著提高了榫試樣的微動疲勞壽命，在22 kN峰值載荷下，全壽命較未處理試樣提高了827%。圖7b展示了激光沖擊強化前后裂紋長度隨循環(huán)次數(shù)的變化曲線。根據(jù)文獻[28-29]，裂紋萌生壽命可以規(guī)定為裂紋達到可見的長度。由于監(jiān)測時采用的數(shù)字顯微鏡可以在裂紋長度達到0.5 mm時觀察到裂紋出現(xiàn)，因此將裂紋萌生壽命取為裂紋長度達到0.5 mm時的循環(huán)周次?？梢钥闯?，未處理試樣的擴展壽命約占全壽命的54.4%，而激光沖擊強化后試樣的擴展壽命約占全壽命的0.3%。激光沖擊強化可以顯著提高GH4169高溫合金榫試樣的裂紋萌生抗力，裂紋萌生壽命主要負責全壽命的提升。但是，當裂紋一旦萌生并達到一定長度后，裂紋迅速擴展，擴展速率比未處理的試樣更快。

圖7 激光沖擊強化前后GH4169高溫合金的疲勞壽命及裂紋擴展

圖8a和圖8b展示了激光沖擊強化前后的裂紋形貌。未處理試樣的裂紋從接觸前端萌生且?guī)缀醮怪庇诮佑|表面。隨著裂紋長度的增加，裂紋會逐漸向下偏轉。由于接觸前端承受較大的剪應力和切向應力[30]，接觸前端承受較大的應力集中和塑性變形，導致接觸前端發(fā)生嚴重的黏著磨損。黏著磨損會導致大量微裂紋的萌生，盡管大量的微裂紋在磨損中被去除，但部分未去除的微裂紋會向下擴展并形成主裂紋[31]。在應力集中和微動磨損的共同作用下，裂紋在接觸前端萌生，如圖8a所示。而激光沖擊強化形成的主裂紋卻沒有位于接觸前端，這可能和裂紋的萌生有關。除此之外，隨著裂紋長度的增加，裂紋也會逐漸向下偏轉，這個和未處理試樣的規(guī)律一致，暗示著強化后斷裂機制并未發(fā)生明顯的變化。

圖8c和圖8d展示了強化前后接觸區(qū)域的表面形貌。由于應力集中，接觸前端區(qū)域發(fā)生了嚴重的黏著磨損，而其他接觸區(qū)域主要以小面積的剝落為主。盡管強化后接觸前端附近仍遭受更嚴重的磨損，但是其他接觸區(qū)域也覆蓋著大量的磨屑，磨損較未處理試樣反而更嚴重。一方面，經激光沖擊強化后榫試樣的微動疲勞壽命得到了顯著提升，導致接觸副更長周次的磨損，進而導致更多的磨屑生成。另一方面，強化后GH4169高溫合金表層硬度得到了一定程度的提升，而微動墊表面未進行強化，微動墊遭受了更嚴重的磨損，部分磨屑通過材料轉移堆積在激光誘導沖擊波形成的凹坑里，導致更多的磨屑產生。從表面形貌可以看出，強化后的裂紋根部沿厚度方面并不一致，只有一側位于接觸前端，具體原因將結合斷口形貌進行分析。

圖8 激光沖擊強化前后GH4169高溫合金的表截面形貌

圖9為未處理試樣的斷口形貌。在應力集中和微動磨損的共同作用下，接觸表面下可以觀察到多個典型的線狀疲勞源。除此之外，裂紋源附近堆積著一些磨屑，如圖9a和圖9b所示，這可能和微動誘導的裂紋反復開合有關[32]。由于試驗過程中施加的是拉-拉載荷，裂紋通常不會發(fā)生閉合。但是，當施加了最大應力后開始卸載，與微動墊接觸的區(qū)域變形會受到限制，而未接觸的區(qū)域迅速回彈，此時裂紋有可能發(fā)生了閉合[33]。在裂紋擴展初期，斷口形貌呈現(xiàn)典型的準解理特征，如圖9c所示。隨著裂紋進一步擴展到距表面約5 mm處，斷口形貌從準解理特征轉變?yōu)橐云跅l帶為主的韌性斷裂特征。除此之外，斷口中觀察到了硬化相δ相的破碎。這是由于位錯會在主滑移面上滑移并剪切δ相，進而形成平面滑移帶，最終導致δ相斷裂[34]。

圖10為相同載荷下激光沖擊強化后GH4169高溫合金的斷口形貌。和未處理試樣相同，隨著裂紋的擴展，斷口形貌從初期的準解理特征轉變成以疲勞條帶為主的韌性斷裂特征，斷裂機制并沒有發(fā)生明顯的變化。但是與未處理試樣不同的是，強化后疲勞源數(shù)量減少，從多疲勞源轉變?yōu)閱纹谠础Ｆ谠次恢靡舶l(fā)了轉移，從表面轉移到距表面234 μm的次表面。裂紋源位置的改變主要是由于強化后殘余壓應力場的形成。殘余應力場的存在改變了從表面到材料內部最大交變應力的位置[35]，因此強化后裂紋源總是位于次表面。除此之外，殘余壓應力場的存在會降低循環(huán)加載過程中的平均應力，從而降低裂紋萌生的驅動力[36-37]，GH4169高溫合金的萌生抗力顯著提高。硬化層的形成也會提高裂紋的萌生抗力，這是由于硬化層的形成提高了材料表面的耐磨性，也提高了微裂紋的形成難度，最終導致疲勞源的數(shù)量減少和萌生壽命的提高。除此之外，接觸前端多疲勞源的形成很容易結合并形成一條主裂紋，進而在厚度方向上均位于接觸前端。而強化后只有單疲勞源，裂紋在厚度方向擴展時可能會導致偏移，如圖8d所示。

圖11為圖9、圖10中位置A、B處的疲勞條帶放大形貌?？梢钥闯觯刺幚淼脑嚇悠跅l帶間距為0.5 μm，而強化后試樣的疲勞條帶間距是1.01 μm，為未處理試樣的2倍。疲勞條帶的間距表示單次循環(huán)裂紋的擴展距離[38]。因此，疲勞條帶越寬，擴展速率越快。和圖6b中裂紋長度數(shù)據(jù)一致，疲勞條帶間距的變寬也說明了激光沖擊強化后裂紋的擴展速率加快。由于激光沖擊強化在表層產生了一定厚度的殘余壓應力場和硬化層，這會顯著提高裂紋萌生的難度，提高試樣的萌生壽命。但是，由于表層殘余應力場的引入，材料內部未強化區(qū)域承受著由殘余壓應力向拉應力的突變，因此裂紋擴展速率顯著提高[39]。除此之外，在循環(huán)機械載荷作用下，當最大外在應力和殘余壓應力之和超過表層材料的屈服極限時，試樣表層區(qū)域進入屈服并引起殘余壓應力的重新分配，進而導致殘余壓應力松弛。殘余應力松弛也有可能是激光沖擊強化后裂紋擴展速率加快的原因[40]。

圖9 20 kN峰值載荷下未處理樣品的斷口形貌

圖10 20 kN峰值載荷下激光沖擊強化樣品的斷口形貌

3 結論

1）經激光沖擊強化后，GH4169高溫合金表面硬度提高了17.3%，硬化層深度達到0.63 mm，殘余壓應力達到了331.5 MPa；在峰值載荷22 kN作用下，微動疲勞壽命提高了827%；激光沖擊強化并沒有引起表層晶粒明顯細化，表明激光誘導沖擊波主要引起GH4169高溫合金晶粒中位錯的形成而不是位錯的運動。

2）激光沖擊后GH4169的斷裂機制沒有發(fā)生明顯的變化，都是從準解理斷裂特征轉變?yōu)橐云跅l帶為主的韌性斷裂特征；但是由于激光誘導沖擊波作用形成的殘余壓應力場和硬化層，強化后試樣的疲勞源數(shù)量減少，從多疲勞源轉變?yōu)閱纹谠?，裂紋源位置也發(fā)生轉移，從表面轉移到距表面234 μm的次表層。

3）激光沖擊強化可以顯著提升GH4169高溫合金的萌生抗力，強化后試樣的萌生壽命主要負責全壽命的提升，但是裂紋的擴展速率顯著升高，這可能和殘余應力的突變、松弛有關。

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Microstructure and Fretting Fatigue Behaviour of GH4169 Superalloy after Laser Shock Peening

1,2,1,1,1,1

(1. School of Mechanical Engineering, Southwest Jiaotong University, Chengdu 610031, China; 2. Science and Technology on Plasma Dynamic Laboratory, Aeronautics Engineering College, Air Force Engineering University, Xi’an 710038, China)

To improve the fretting fatigue lifetime of GH4169 Ni-based superalloy, in this paper, laser shock peening (LSP) was performed on the surface of GH4169 dovetail structure. The laser energy of 5 J, the pulse duration of 20 ns, the spot diameter of 2.2 mm, the overlap rate of 50%, the repetition of 1 Hz, and the scan number of 1 cycle were adopted in this study. The laser scanning confocal microscope (LSCM) was used to obtain the 3D surface morphology and 2D profile after LSP. The X-ray diffractometer (XRD) was evaluated to analyze the phase composition change before and after LSP. The micro-hardness and residual stress were measured by the vickers hardness tester and X-ray stress analyzer, respectively. The fretting fatigue performance of GH4169 superalloy was performed on the high-frequency fatigue testing machine with a maximum load of 20 kN and stress ratio of 0.1. The fretting fatigue lifetime and crack propagation were collected to analyze the difference before and after LSP. The optical microscope (OM) and scanning electron microscope (SEM) were used to analyze the fracture morphology. The results indicate that the surface hardness of LSPed sample is increased by 17.3% compared to the untreated sample. The hardened layer is about 0.63 mm. The surface compressive residual stress is 331.5 MPa. The surface roughness (a) is increased from 1.62 μm to 13.89 μm after LSP. The grain size of LSPed sample in the deformed layer has no obvious refinement, which indicates the formation of dislocation rather than the motion of dislocation in the surface layer of GH4169 superalloy under the action of the laser shock wave. Similar to the untreated sample, the fracture mechanism changes from the quasi-cleavage fracture to the ductile fracture with a fatigue stripe along with the crack propagation. However, after LSP, the number of crack sources decreases from multiple fatigue sources to single fatigue sources. Besides, the crack initial site is also changed from the surface to the sub-surface, which is 234 μm from the surface. The overall fatigue lifetime of LSPed sample is increased by 827% compared to the untreated sample under the maximum load of 22 kN, which is primarily provided by the enhancement of crack initiation lifetime. The formed hardened layer can improve the surface wear resistance and reduce the micro-crack initiation probability. The formed compressive residual stress field can reduce the average stress. Therefore, LSP can significantly increase the initial resistance of GH4169 superalloy. However, the propagation lifetime of the untreated sample accounts for about 54.4% of the overall lifetime, while that of LSPed sample accounts for about 0.3% of the overall lifetime. The spacing of fatigue stripe is also increased from 0.50 μm to 1.01 μm after LSP. The spacing of fatigue stripe represents the distance of a single cycle, indicating that a shorter spacing leads to a faster propagation rate. The faster propagation rate after LSP may be ascribed to the sudden change and relaxation of residual stress below the compressive residual stress field. The fretting fatigue performance of GH4169 superalloy dovetail structure is significantly improved under the combined action of hardened layer and compressive residual stress field induced by LSP.

GH4169 superalloy; laser shock peening; microstructure; fretting fatigue; fracture morphology; crack propagation

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V261.8

A

1001-3660(2022)10-0038-11

10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2022.10.005

2022–07–11；

2022–09–30

2022-07-11；

2022-09-30

國家科技重大專項（2017-VII-0003-0096-1、J2019-IV-0014-0082）；國家自然科學基金（51875574、U2067221）；四川省科技項目（22JCQN0111）

National Science and Technology Major Project of China (2017-VII-0003-0096-1, J2019-IV-0014-0082); National Natural Science Foundation of China (51875574, U2067221); Sichuan Science and Technology Project (22JCQN0111)

俞延慶（1996—），男，博士研究生，主要研究方向為表面工程。

YU Yan-qing (1996-), Male, Doctor student, Research focus: surface engineering.

蔡振兵（1981—），男，博士，研究員，主要研究方向為機械裝備服役安全性及可靠性。

CAI Zhen-bing (1981-), Male, Doctor, Researcher, Research focus: service safety and reliability of mechanical equipment.

俞延慶, 周留成, 宮健恩, 等. GH4169高溫合金激光沖擊強化層微觀結構和微動疲勞行為研究[J]. 表面技術, 2022, 51(10): 38-48.

YU Yan-qing, ZHOU Liu-cheng, GONG Jian-en, et al. Microstructure and Fretting Fatigue Behaviour of GH4169 Superalloy after Laser Shock Peening[J]. Surface Technology, 2022, 51(10): 38-48.

責任編輯：萬長清