趙辛雨, 田 凱, 羅學昆*, 王 欣

（1.中國航空發(fā)動機集團有限公司，北京 100097；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）

表面完整性對航空金屬零件整體的疲勞性能和可靠性具有重要影響[1-2]。為了獲得高品質的構件，Field 等[3]首先提出了表面完整性概念及其評價方法，并研究了機加工對金屬表面及亞表層的機械和冶金特征參數的影響規(guī)律，這些特征參數包括殘余應力分布、顯微硬度、微觀組織、表面粗糙度等，并將這些參數分為三大評價數值組，為制造業(yè)提供技術參考。一些學者在加工參數對航空材料表面完整性的影響方面開展了大量研究，并積累了豐富的數據[4-6]。

大約60%的航空零件機械失效是由疲勞引起的[7]，航空發(fā)動機行業(yè)對零件高溫疲勞性能尤為關注。機匣在服役時承受循環(huán)熱應力、低頻振動、高溫燃氣沖蝕等綜合作用，長時服役時高應力集中區(qū)存在疲勞失效風險[8]。因此，航空發(fā)動機機匣的制造對表面完整性也提出了更高的要求。機匣結構復雜，在支板圓角、槽等典型部位存在顯著的結構應力集中。另外，機匣用高溫合金材料強度高，具有一定的表面應力集中敏感性，而結構干涉又提高了鑄造難度，較易產生表面粗糙度值過高、表面疏松等缺陷，導致局部表面應力集中過高。因此，為了提高機匣機加工區(qū)域的疲勞性能，亟需表面強化技術改善表面完整性。目前，國內外學者已對高溫合金表面強化的研究主要集中在單晶高溫合金[9-10]和變形GH4169 合金[11-12]，而對于K4169 等鑄造高溫合金的研究較少。

K4169 鑄造高溫合金是一種體心四方的Ni3Nb 和面心立方的Ni3（Al, Ti, Nb）相沉淀強化的一種鎳基高溫合金。在高溫下具有屈服強度高、塑性好、鑄造性能好、焊接性能好等特點，被廣泛應用于制造航空、航天等熱端鑄造部件[13-15]。本工作以K4169 合金材料為研究對象，考察磨削、三種噴丸工藝獲得的表面殘余應力、顯微硬度梯度、表面三維形貌、粗糙度等表面完整性參數的差異性，研究表面完整性對K4169 合金高溫疲勞性能的影響規(guī)律，并對比分析疲勞斷口，揭示表面強化抗疲勞機理。

1 實驗材料及方法

實驗材料為K4169 高溫合金，其化學成分（質量分數/%）為：Ni 52.07、Mo 3.16，Nb 4.90、Cr 19.2、Al 0.59、Ti 0.53、Co 0.02、C 0.06、Fe 余量。先澆鑄成直徑8 mm 的鑄棒，鑄棒的基本力學性能如表1所示。疲勞實驗采用旋轉彎曲缺口疲勞試樣，其尺寸詳見參考文獻[16]所示，缺口應力集中系數Kt為1.7，試樣缺口的根部R角實際受載為外加載荷的1.7 倍。

表1 632 ℃條件下的K4169 鑄造合金力學性能Table 1 Mechanical properties of K4169 cast alloy at 632 ℃

疲勞試樣加工步驟為：通過粗車、半精車和精車工藝獲得基本尺寸，再通過磨削獲得缺口，最終通過三種噴丸工藝獲得不同的表面完整性狀態(tài)。因此，共涉及四種表面完整性狀態(tài)：（1）磨削表面（as received ，AR）；（2）SP1 工藝：磨削后進行小強度的陶瓷丸噴丸；（3）SP2 工藝：磨削后進行中等強度陶瓷丸噴丸；（4）SP3 工藝，磨削后進行大強度陶瓷丸噴丸。工藝參數詳見表2。

表2 噴丸工藝參數Table 2 Parameters of shot peening processes

對于陶瓷丸噴丸，采用氣動式噴丸機KX-3000，按照航空零件噴丸強化工藝HB/Z 26 的要求，采用AZB300（名義直徑0.30 mm）對疲勞試樣進行噴丸強化。

疲勞實驗采用PQ-6 旋轉彎曲疲勞試驗機按金屬高溫旋轉彎曲疲勞試驗方法HB 5153 要求進行測試，溫度為632 ℃，應力比R=?1，轉速為5000 r/min，外加載荷為450 MPa，若在1×107周次前斷裂，則記錄疲勞壽命；若試樣經歷1×107周次未發(fā)生斷裂，停止測試，記錄疲勞壽命為1×107周次。

本研究主要研究表面殘余應力、表面形貌、表面粗糙度、硬度梯度等表面完整性參數對疲勞壽命的影響。具體方法如下：采用鑄造平板試樣，試樣加工方法與疲勞試樣的加工方法一致，終尺寸為30 mm×30 mm×4 mm，表面粗糙度值Ra不超過0.8 μm。采用Nexview 型白光干涉儀獲得試樣表面三維形貌及二維輪廓；采用LXRD 型X 射線衍射殘余應力測試儀，使用交相關法測定試樣的表面殘余應力，靶材為Mn Kα 靶，測試結果中“+”值表示拉應力，“?”值表示壓應力。采用FEI Quanta 600 掃描電子顯微鏡觀察試樣疲勞斷口形貌。采用電火花切割切取試樣橫截面，經研磨拋光后，采用HMAS-C1000SZA 顯微硬度儀測量表面以下沿深度方向的硬度值，施加載荷為490 N。

2 結果與討論

2.1 表面三維形貌及粗糙度

圖1 為K4169 高溫合金表面三維形貌圖、表面粗糙度值Ra和表面應力集中系數Kst。由圖1（a）、（b）可知，經磨削后，表面形成了大量平行的刀痕，而經過噴丸后，表面刀痕完全消失，被密集的彈坑所覆蓋。噴丸后，表面粗糙度值顯著增加，Ra從原始試樣的0.364 μm 增大至0.902（SP1）～1.137 μm（SP3）。隨著噴丸強度的增大（SP1＜SP2＜SP3），表面粗糙度值Ra從0.902 μm 逐漸增大至1.137 μm（圖1（c））。

圖1 K4169 高溫合金 （a）AR 試樣表面三維形貌圖；（b） SP3 試樣表面三維形貌圖；（c）表面粗糙度值Ra；（d）表面應力集中系數KstFig. 1 K4169 alloy （a）three-dimensional surface morphologies of AR specimen；（b）three-dimensional surface morphologies of SP3 specimen；（c）surface roughness values Ra；（d）surface stress concentration factors Kst

表面的微觀應力集中系數按式（1）計算[16]：

式中：Kst為微觀應力集中系數；Rz為峰谷高度差；S為兩個相鄰峰的半高寬。

由圖1（d）可知，噴丸后，表面應力集中系數Kst顯著降低，從原始試樣的2.32 降低到噴丸試樣的1.66（SP3）～2.11（SP1），并且隨著噴丸強度的增大（SP1＜SP2＜SP3），表面應力集中系數Kst逐漸從2.11 減小至1.66。這表明，噴丸后緩解了表面局部應力集中，在循環(huán)載荷作用下，將有利于提高疲勞裂紋萌生壽命。

2.2 表面殘余應力

表3 為K4169 高溫合金AR、 SP1、 SP2 和SP3 工藝試樣表面殘余應力。由表3 可知，雖然AR試樣表面也處于殘余壓應力狀態(tài)，但是殘余壓應力值僅?213 MPa。而噴丸后，表面殘余壓應力值顯著提高，達到了?941～?1023 MPa 范圍。這表明，噴丸后表面形成了高幅值的殘余壓應力分布。研究表明，表面殘余壓應力將有利于降低試樣表面實際受力水平，提高疲勞壽命。

表3 K4169 合金試樣的表面殘余應力值Table 3 Mean surface residual stresses of K4169 alloy specimens

2.3 硬度梯度

圖2 為K4169 高溫合金AR、SP1、SP2 和SP3工藝試樣表面顯微硬度沿深度方向的分布曲線。由圖2 可知，表面經歷磨削加工的AR 試樣表面硬化層深度小于0.02 mm；而SP1、SP2 和SP3 噴丸工藝試樣表層形成了一定深度的梯度硬化層，層內顯微硬度隨著深度的增加而逐漸降低。三種噴丸試樣硬化層深度分別達到0.10、0.20 mm 和0.32 mm，遠大于未噴丸的AR 試樣的硬化層深度（0.02 mm）。另外，隨著噴丸強度的增加，硬化層的深度逐漸增大。

圖2 K4169 高溫合金AR、SP1、SP2 和SP3 工藝樣品的表層顯微硬度梯度分布Fig. 2 Micro-hardness distribution along the distance from the surface of specimens treated by AR, SP1, SP2, and SP3 processes

2.4 疲勞性能

圖3 為K4169 合金4 種表面狀態(tài)試樣的高溫疲勞壽命對比圖。由圖3 可知，噴丸后試樣的中值疲勞壽命顯著提高。相比AR 試樣（7.7×104周次），SP1、SP2 和SP3 工藝試樣的中值疲勞壽命分別為8.64×105、1.889×106周次和3.461×106周次，分別提高了10.2、23.5 和43.9 倍。三種噴丸工藝組中所有試樣的疲勞壽命（最短1.4×105周次，D1#）均大于AR 組中最長疲勞壽命（1.13×105周次，A5#），見表4。噴丸工藝表現出優(yōu)異的疲勞壽命提升效果。

圖3 4 種表面狀態(tài)的K4169 合金試樣在450 MPa、632 ℃下的高溫疲勞壽命對比Fig. 3 Comparison on fatigue life of K4169 alloy specimens with AR, SP1, SP2 and SP3 processes under 450 MPa and 632 ℃

表4 AR、SP1、SP2 和SP3 工藝試樣在632℃、450 MPa 條件下的高溫疲勞壽命Table 4 Fatigue lives of specimens treated by AR, SP1, SP2 and SP3 under the 632℃ and 450 MPa condition

另外，隨著噴丸強度的增大（SP1＜SP2＜SP3），三種工藝試樣的中值疲勞壽命逐漸增大。其中，SP3 工藝組的7 件試樣中有4 件試樣達到1×107周次未斷。這表明，通過工藝參數可以調控試樣的中值疲勞壽命。

2.5 疲勞斷口

圖4 為K4169 高溫合金試樣的典型疲勞斷口的SEM 照片。圖4（a-1）和4（b-1）分別是AR 和SP3 工藝試樣的宏觀斷口。由圖4（a-1）和（b-1）可知，AR 試樣斷口呈現多源特征，疲勞源從表面多個不連續(xù)刀痕處萌生（見圖4（a-2）），并同時向內部擴展。而SP3 工藝試樣斷口僅存在一個疲勞源，且裂紋萌生于次表層（見圖4（b-2）），斷口側面的試樣圓柱面被大量彈丸撞擊坑覆蓋，無磨削刀痕跡。圖4（a-3）和4（b-3）為距離疲勞源相同深度（0.7 mm）處的疲勞條帶SEM 照片。由圖可知，與AR 試樣相比，噴丸強化后，SP3 工藝試樣在相同深度處的疲勞條帶的寬度更小，這說明，噴丸后疲勞裂紋擴展速率更小。以上結果表明，噴丸對原有加工刀痕的消除作用對疲勞源的數量和起源位置產生了顯著影響。

圖4 K4169 高溫合金典型疲勞斷口SEM 照片 （a）AR 試樣；（b）SP3 試樣；（1）宏觀斷口；（2）疲勞源；（3）疲勞條帶Fig. 4 SEM images of typical fractures （a） AR specimens；（b） SP3 specimens；（1） macrophotographs；（2） fatigue crack sources； （3） fatigue striations

3 分析與討論

高溫疲勞性能受到表面形貌、表面粗糙度、表面殘余應力、硬度梯度等表面完整性參數的影響。不同噴丸工藝參數產生的表面完整性狀態(tài)存在差異，對高溫疲勞性能也會產生顯著影響。

相對AR 狀態(tài)，SP1、SP2 和SP3 均為磨削之后進行了噴丸。在噴丸過程中，由于大量陶瓷彈丸的反復撞擊，改變了材料表面形貌，消除了加工刀痕，并形成了大量沖擊坑與褶皺,見圖1（a）和圖1（b）。類似形貌也在噴丸后的GH4169 合金表面被觀察到[11]。刀痕的消除也一定程度上降低了表面局部應力集中，見圖1（d），這是疲勞性能提高的原因之一。

在本研究632 ℃、450 MPa 條件下，SP1、SP2 和SP3 工藝試樣的中值疲勞壽命分別是AR 試樣中值疲勞壽命的10.2、23.5 和43.9 倍，見圖3 和表4；因此，SP3 表現出最優(yōu)的疲勞增益效果。雖然SP3 工藝表面粗糙度最大，但是其中值疲勞壽命比AR、SP1 和SP2 工藝試樣均要長，見表4。這說明，表面粗糙度雖然對金屬疲勞壽命產生不利影響，但是不是決定疲勞壽命的唯一因素。由圖1（d）可知，噴丸后，表面應力集中系數顯著下降，SP3 工藝試樣表面應力集中系數最低，硬化層深度最大，表面殘余壓應力值與其他試樣相當。因此，高溫疲勞壽命最大。Wu 等[11]研究發(fā)現，噴丸強化GH4169 高溫合金試樣的旋轉彎曲疲勞壽命是車削試樣壽命的3.7～4.4 倍，而通過表面拋光進一步降低噴丸表面粗糙度值，試樣的疲勞壽命提升至車削試樣壽命的7.0 倍。由此可見，對于噴丸狀態(tài)的試樣，其疲勞壽命長短取決于殘余壓應力/加工硬化產生的增益效果與表面粗糙度增加產生的不利因素之間的相互競爭。

相對AR 試樣，噴丸試樣形成了更高幅值的殘余壓應力，見表3。表面殘余壓應力有利于減小外載荷產生的表層拉應力，提高疲勞裂紋的萌生壽命。

另外，噴丸使表層微觀組織產生了加工硬化效果，見表5，相比AR 試樣表層，SP1、SP2 和SP3 工藝噴丸工藝試樣表層均形成了一定深度的硬化層（0.10～0.32 mm）。相對于AR 試樣，噴丸試樣表面以下深度的顯微硬度顯著提高，而疲勞壽命也更長。研究表明，顯微硬度與位錯密度呈正相關，高應變率的塑性變形導致材料表層位錯的增殖，位錯密度提高有利于阻礙疲勞裂紋的萌生與擴展，提高疲勞壽命[17-19]。

表5 K4169 合金試樣表面硬化層特征值Table 5 Characteristic values of surface harden layer of K4169 alloy specimens

4 結論

（1）噴丸后，雖然表面粗糙度Ra從未噴丸試樣的 0.364 μm 增大至0.902～1.137 μm，但是表面應力集中系數Kst從未噴丸試樣的2.32 降低到噴丸試樣的1.66～2.11，較低的噴丸強度獲得了較低的Kst。

（2）噴丸后，K4169 合金試樣表面形成了高幅值的殘余壓應力（?941～?1023 MPa）和微觀組織硬化層（0.10～0.32 mm）。較大的噴丸強度獲得了更大的硬化層深度。

（3）噴丸后，在632 ℃、450 MPa 條件下中值疲勞壽命由未噴丸試樣的7.7×104周次提高至噴丸試樣的8.64×105周次～3.461×106周次，提高了10.2～43.9 倍。較高的噴丸強度獲得了較高的疲勞壽命。

（4）噴丸后，疲勞源數量由多個減少為單個，疲勞源萌生位置由表面轉移至次表層。