查旭明 袁 智 秦 浩 襲琳清 張 濤 姜 峰

1.集美大學(xué)海洋裝備與機(jī)械工程學(xué)院,廈門,361021 2.華中科技大學(xué)數(shù)字制造裝備與技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,武漢,430074 3.伍倫貢大學(xué)機(jī)械、材料、機(jī)電與生物醫(yī)學(xué)工程學(xué)院,伍倫貢,NSW 25224.華僑大學(xué)制造工程研究院,廈門,361021

0 引言

航空發(fā)動(dòng)機(jī)的制造水平關(guān)乎我國(guó)航空工業(yè)的發(fā)展水平,近年來,隨著對(duì)飛機(jī)性能要求的不斷提高,作為航空發(fā)動(dòng)機(jī)最重要的性能指標(biāo)——推重比也在不斷提高。中國(guó)《“十四五”規(guī)劃和2035年遠(yuǎn)景目標(biāo)綱要》明確了攻關(guān)新一代航空航天運(yùn)輸系統(tǒng)等前沿領(lǐng)域的目標(biāo),制定了提升航空發(fā)動(dòng)機(jī)領(lǐng)域高端新材料核心競(jìng)爭(zhēng)力的規(guī)劃,其中就包括高推重比航空發(fā)動(dòng)機(jī)熱端部件的研發(fā)。作為高性能航空發(fā)動(dòng)機(jī)中核心關(guān)鍵構(gòu)件之一的葉片,面臨著更耐熱、更抗疲勞、更輕質(zhì)的性能要求,因此,研制極端工況下服役的長(zhǎng)壽命、高可靠性、輕量化葉片迫在眉睫。

鈦合金是指用鈦和其他金屬元素制作的合金[1],相比于其他航空金屬材料[2-7],鈦合金的比強(qiáng)度和比剛度具有明顯優(yōu)勢(shì),并且鈦合金還具備優(yōu)異的耐熱、耐腐蝕等優(yōu)點(diǎn),因此鈦合金在高端裝備上的應(yīng)用越來越廣泛,例如軍用飛機(jī)中鈦合金使用質(zhì)量占總質(zhì)量份額的25%以上,民航客機(jī)中鈦合金使用質(zhì)量在總質(zhì)量中所占份額也在逐年提高[8],在最新研制的國(guó)產(chǎn)大飛機(jī)C919中鈦合金的質(zhì)量占比達(dá)到9.63%[9]。鈦合金主要用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)內(nèi)部風(fēng)扇葉片和壓氣機(jī)葉片的制造[10-14],目前Ti-6Al-4V等是超塑性成形葉片最常用的鈦合金材料,但它在耐高溫性能方面還存在不足,因此針對(duì)耐熱鈦合金的開發(fā)和應(yīng)用倍受關(guān)注[15-16]。

盡管鈦合金葉片已在航空航天領(lǐng)域得到廣泛的應(yīng)用[17],但因其長(zhǎng)期在極端惡劣環(huán)境下工作,經(jīng)常承受交變載荷、高溫高壓的耦合作用[18-20],故容易造成材料表面不同程度的損傷,從而使葉片在使用過程中過早失效。葉片故障占飛機(jī)總故障的40%以上[21],造成經(jīng)濟(jì)損失的同時(shí)給人身安全帶來了極大的隱患,并且航空發(fā)動(dòng)機(jī)啟動(dòng)后,會(huì)有一些雜物吸入發(fā)動(dòng)機(jī),這些雜物會(huì)在葉片表面產(chǎn)生劃痕、磨損等缺陷[22-23]。鈦合金葉片對(duì)損傷和缺陷的敏感度極高,會(huì)直接影響服役壽命和使用性能[24]。而表面強(qiáng)化技術(shù)可以在不改變化學(xué)結(jié)構(gòu)的情況下,優(yōu)化材料表面性能(表面粗糙度改善、表層硬化、引入殘余壓應(yīng)力),通過表面強(qiáng)化技術(shù)改善航空鈦合金葉片的微觀組織及其相應(yīng)的力學(xué)性能,進(jìn)而延長(zhǎng)其使用壽命和提高鈦合金使用可靠性[25],已經(jīng)成為當(dāng)下的研究熱點(diǎn)。

1 表面強(qiáng)化的關(guān)鍵技術(shù)

國(guó)內(nèi)外針對(duì)金屬表面強(qiáng)化技術(shù)開展了大量研究,表面強(qiáng)化主要工藝包括:表面機(jī)械研磨、噴丸、激光沖擊、超聲滾壓等。盧柯等[26-27]采用機(jī)械研磨的方法處理304不銹鋼時(shí)得到納米級(jí)的孿晶結(jié)構(gòu),使材料的塑性和強(qiáng)度得到了有效提高。AGARAM等[28]通過噴丸強(qiáng)化鎳基高溫合金Inconel 718后,成功使材料最表層晶粒尺寸細(xì)化至100 nm左右。吳家俊等[29]通過對(duì)激光沖擊強(qiáng)化過程進(jìn)行仿真建模,準(zhǔn)確預(yù)測(cè)了激光強(qiáng)化后TC4表層殘余應(yīng)力分布。PANIN等[30]使用超聲沖擊技術(shù)對(duì)CP-Ti表面進(jìn)行處理,表層晶粒尺寸細(xì)化至100～200 nm。此外,表面強(qiáng)化工藝過程中產(chǎn)生的大量位錯(cuò)滑移能有效促進(jìn)其他原子的擴(kuò)散。LIU等[31]在對(duì)TC4鈦合金進(jìn)行滲氮前,用超聲沖擊技術(shù)對(duì)TC4鈦合金進(jìn)行預(yù)處理,發(fā)現(xiàn)所產(chǎn)生的納米結(jié)構(gòu)層中的高密度晶界能加速氮原子的擴(kuò)散,從而增加滲氮層的厚度,因此表面強(qiáng)化技術(shù)還能與其他表面改性技術(shù)結(jié)合,進(jìn)一步提高材料的表面性能。表面強(qiáng)化技術(shù)的發(fā)展,很大程度上擴(kuò)展了傳統(tǒng)航空材料的適用范圍,具有非常良好的市場(chǎng)前景[32]。

圖1所示為三種航空發(fā)動(dòng)機(jī)葉片表面強(qiáng)化技術(shù)[33-34],目前針對(duì)航空發(fā)動(dòng)機(jī)葉片的噴丸強(qiáng)化技術(shù)和激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)已經(jīng)較為成熟并且得到商業(yè)化應(yīng)用。對(duì)葉片的超聲沖擊強(qiáng)化技術(shù)也在持續(xù)發(fā)展中,如圖2所示,吳東波等[35]將超聲滾壓裝置與五軸數(shù)控機(jī)床進(jìn)行集成,將滾壓裝置作為CNC機(jī)床中的刀具,在一臺(tái)裝置上即可完成葉片的加工和表面強(qiáng)化。在對(duì)葉片進(jìn)行加工后,可直接按照加工路徑進(jìn)行超聲滾壓處理,從而提高葉片的加工效率、加工精度和表面完整性。如圖3所示,房善想[36]將KUKA工業(yè)機(jī)器人與超聲滾壓裝置結(jié)合,設(shè)計(jì)了一種針對(duì)曲面葉片的超聲滾壓裝置,并且開發(fā)了超聲滾壓路徑規(guī)劃控制系統(tǒng),解決了超聲滾壓裝置難以對(duì)異形曲面零件進(jìn)行加工的問題。

(a)超聲沖擊強(qiáng)化 (b)激光沖擊強(qiáng)化

(c)噴丸強(qiáng)化圖1 航空發(fā)動(dòng)機(jī)葉片表面強(qiáng)化技術(shù)[33-35]Fig.1 Aero-engine blade surface strengthening technology[33-35]

圖2 五軸數(shù)控超聲滾壓裝置[35]Fig.2 Five-axis CNC ultrasonic rolling device[35]

圖3 KUKA工業(yè)機(jī)器人超聲滾壓裝置[36]Fig.3 KUKA industrial robot ultrasonic rolling device[36]

表1總結(jié)了采用不同表面強(qiáng)化技術(shù)加工鈦合金葉片時(shí)的優(yōu)勢(shì)以及目前存在的問題。噴丸強(qiáng)化后葉片的硬度和殘余應(yīng)力增大,抗疲勞性能提升,但是由于噴丸的隨機(jī)性,葉片表面粗糙度可能會(huì)增大,并且噴丸后試件強(qiáng)化層的厚度較小,形成的殘余壓應(yīng)力層不均勻,采用高能復(fù)合噴丸可以進(jìn)一步優(yōu)化葉片的強(qiáng)化層。激光沖擊強(qiáng)化是采用高能激光束作用在黏附于工件材料表面的吸收層上,誘導(dǎo)產(chǎn)生高溫高壓等離子體,發(fā)生局部膨脹爆炸,在約束層的約束下產(chǎn)生高壓沖擊波作用于工件材料表面并向內(nèi)部傳播。但在實(shí)際加工過程中,預(yù)處理過程較為繁瑣,并且激光強(qiáng)化設(shè)備整體價(jià)格昂貴,加工成本較高。超聲沖擊強(qiáng)化時(shí),沖擊頭以20～30 kHz的頻率在工件材料表面連續(xù)作用,同時(shí)使用潤(rùn)滑液進(jìn)行冷卻、潤(rùn)滑,能量轉(zhuǎn)換相較于其他表面強(qiáng)化技術(shù)更加集中,可以在工件材料表層獲得較低的表面粗糙度、較高的硬度、較大且均勻的殘余壓應(yīng)力,因此可顯著提升試件的服役性能。但是超聲沖擊強(qiáng)化主要用于規(guī)則平面(圓柱面、平面、球面),而葉片屬于薄壁曲面件,若強(qiáng)化作用力較大,則葉片發(fā)生變形,會(huì)影響精度,強(qiáng)化作用力較小,強(qiáng)化效果不達(dá)標(biāo)。此外,超聲表面強(qiáng)化路徑的規(guī)劃結(jié)果直接決定葉片表面的強(qiáng)化效率。如何同時(shí)保證強(qiáng)化效果和效率是未來表面強(qiáng)化研究的重點(diǎn),下文著重介紹超聲沖擊強(qiáng)化技術(shù)。

表1 采用不同表面強(qiáng)化技術(shù)加工鈦合金葉片

1.1 超聲沖擊強(qiáng)化技術(shù)

如圖4所示,超聲沖擊強(qiáng)化技術(shù)是將超聲波換能器的諧波振蕩轉(zhuǎn)換為沖擊脈沖,通過變幅桿擴(kuò)大超聲振幅,并在末端工具頭上安裝圓球壓頭,從而將高密度能量波和沖擊振動(dòng)傳遞到工件[37]。在施加超聲沖擊動(dòng)載荷前先通過圓球壓頭給工件施加一個(gè)靜壓力,在超聲沖擊動(dòng)載荷和靜載荷的作用下,利用金屬的冷塑性特點(diǎn),使得金屬材料表面發(fā)生塑性變形,并在材料表層一定深度范圍內(nèi)產(chǎn)生晶粒細(xì)化的效果。此外,合適的超聲沖擊強(qiáng)化工藝參數(shù)是影響材料強(qiáng)化效果的關(guān)鍵因素,包括靜壓力、振幅、滾壓次數(shù)等。有研究表明,超聲滾壓往復(fù)加工可以使工件表面受力均勻,同時(shí)提高表面層塑性變形程度,達(dá)到進(jìn)一步細(xì)化晶粒的目的,從而獲得表面層納米晶粒組織。

圖4 超聲沖擊強(qiáng)化原理圖[37]Fig.4 Schematic of ultrasonic impact strengthening[37]

1.2 熱場(chǎng)輔助超聲沖擊強(qiáng)化技術(shù)

熱場(chǎng)輔助超聲沖擊強(qiáng)化技術(shù)是在傳統(tǒng)超聲沖擊強(qiáng)化基礎(chǔ)上施加熱場(chǎng),使材料在合適溫度下進(jìn)行超聲沖擊強(qiáng)化,利用熱場(chǎng)和高頻超聲振動(dòng)來調(diào)控材料的變形機(jī)制。適當(dāng)?shù)臏囟饶苁共牧系牧W(xué)性能發(fā)生顯著改變,促進(jìn)材料內(nèi)部的滑移運(yùn)動(dòng),從而減少材料產(chǎn)生塑性變形所需要的能量,有助于進(jìn)一步提升材料在超聲沖擊作用下的變形及應(yīng)變強(qiáng)化效應(yīng)[38],但是輔助熱場(chǎng)存在溫度閾值,超過此溫度不僅會(huì)導(dǎo)致材料表層殘余應(yīng)力發(fā)生熱松弛,殘余壓應(yīng)力的下降還會(huì)導(dǎo)致材料表面形成大量氧化黏著物,嚴(yán)重影響加工后試件表面質(zhì)量。LUAN等[39]對(duì)45CrNiMoVA進(jìn)行超聲滾壓的同時(shí)進(jìn)行感應(yīng)加熱(實(shí)驗(yàn)裝置如圖5所示),實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明:高溫下45CrNiMoVA的屈服強(qiáng)度、極限強(qiáng)度和彈性模量減小,有利于材料進(jìn)一步發(fā)生塑性變形。除此之外,YE等[40]通過在超聲沖擊強(qiáng)化設(shè)備上搭建激光輔助加熱裝置(實(shí)驗(yàn)裝置如圖6所示),使激光輔助加熱和超聲沖擊強(qiáng)化同步進(jìn)行,借助激光輔助加熱在材料表面產(chǎn)生局部熱場(chǎng),再施加超聲沖擊作用使材料產(chǎn)生更高的應(yīng)變,從而達(dá)到更好的強(qiáng)化效果,進(jìn)一步提高難變形材料的塑性變形程度。AMANOV等[41]采用紅外輻射對(duì)TC4鈦合金局部位置進(jìn)行加熱,實(shí)現(xiàn)了高溫輔助超聲沖擊強(qiáng)化,并對(duì)比了常溫、300 ℃和700 ℃下超聲沖擊強(qiáng)化試樣的耐磨性,結(jié)果表明在300 ℃的溫度下進(jìn)行超聲沖擊強(qiáng)化時(shí),試樣表面硬度和殘余壓應(yīng)力最大,耐磨性最佳。

圖5 感應(yīng)加熱輔助超聲滾壓原理圖[39]Fig.5 Schematic diagram of induction heating assisted ultrasonic rolling[39]

(a)裝置示意圖 (b)局部區(qū)域放大圖

(c)強(qiáng)化原理圖6 激光局部加熱輔助超聲沖擊強(qiáng)化裝置及原理圖[40]Fig.6 Device and schematic diagram of ultrasonic impact strengthening assisted by laser heating[40]

1.3 電脈沖輔助超聲沖擊強(qiáng)化技術(shù)

電脈沖輔助超聲沖擊強(qiáng)化是一種新型多能場(chǎng)復(fù)合強(qiáng)化技術(shù),如圖7所示,在超聲沖擊強(qiáng)化過程中對(duì)試件持續(xù)通入脈沖電流,短脈寬脈沖電流和超聲沖擊能量同時(shí)作用于材料[42]。高能脈沖電流可以利用電子在缺陷處(晶界、位錯(cuò)、第二相、裂紋等)的散射來實(shí)現(xiàn)對(duì)材料的局部加熱[43],提高位錯(cuò)遷移率,從而顯著提高材料塑性和材料在高頻沖擊作用下的變形極限,提高材料表層殘余壓應(yīng)力及其深度,從而提高材料使用壽命。

(a)裝置示意圖

(b)滾壓原理圖7 電脈沖輔助超聲表面滾壓裝置及原理圖[42]Fig.7 Device and schematic diagram electrical pulse-assisted ultrasonic surface rolling[42]

文獻(xiàn)[42]研究了電脈沖輔助超聲表面滾壓對(duì)TC4表面力學(xué)性能和微觀結(jié)構(gòu)的影響,結(jié)果顯示,相對(duì)于單獨(dú)的表面超聲滾壓,電脈沖輔助超聲表面滾壓更加有利于材料表面粗糙度的改善,硬化層深度提高,殘余壓應(yīng)力影響層增厚并且材料表層耐磨性得到很大程度的改善。文獻(xiàn)[44]對(duì)金屬玻璃表面進(jìn)行電脈沖輔助超聲沖擊強(qiáng)化,研究結(jié)果表明,電脈沖輔助在提升金屬玻璃塑性上有更好的效果,并且能延緩金屬玻璃的剝落。電脈沖輔助超聲強(qiáng)化技術(shù)還能顯著減小3D打印金屬的孔隙率,如圖8所示,文獻(xiàn)[45]利用局部電流在孔隙周圍產(chǎn)生的熱效應(yīng)與機(jī)械沖擊效應(yīng)進(jìn)行耦合,孔隙周圍加熱區(qū)域更容易發(fā)生塑性流動(dòng),有助于孔隙的閉合。超聲沖擊強(qiáng)化提供了高應(yīng)變速率,而脈沖放電加速了位錯(cuò)的移動(dòng)和原子的擴(kuò)散,兩者的耦合進(jìn)一步細(xì)化了晶粒并且提高了塑性變形能力,這就是脈沖電流輔助超聲沖擊強(qiáng)化技術(shù)實(shí)現(xiàn)表面強(qiáng)化的本質(zhì)原因。

2 超聲沖擊強(qiáng)化機(jī)理

超聲沖擊強(qiáng)化是在材料表面先施加靜載荷,隨后再施加超高頻動(dòng)態(tài)沖擊載荷的耦合過程。靜載荷是工具頭對(duì)工件表面施加一定靜壓力,以保證工具頭和材料表面緊密接觸,在此基礎(chǔ)上對(duì)材料表面施加高頻率的動(dòng)態(tài)沖擊。在沖擊載荷和靜載荷的共同作用下,材料表面發(fā)生塑性變形。Hall-Petch公式表明材料的強(qiáng)度與晶粒的尺寸成反比,換言之,晶粒尺寸越小,材料強(qiáng)度越高。超聲沖擊對(duì)材料表面持續(xù)進(jìn)行高頻沖擊,使材料表層的原始粗晶粒轉(zhuǎn)化為細(xì)晶甚至納米晶粒,形成外細(xì)內(nèi)粗的晶粒尺寸梯度結(jié)構(gòu),既能提高材料的表面硬度又能保證材料內(nèi)部的韌性,從而改善其服役性能,強(qiáng)化機(jī)理歸因于加工硬化和晶粒細(xì)化[46-47]。Hall-Petch公式的具體表達(dá)式如下[48]:

(1)

其中,K為常數(shù),根據(jù)材料的不同,所選取的數(shù)值不同,一般來說,材料的泰勒因子越大,K值越大;d為晶粒的平均尺寸;H0為強(qiáng)度常數(shù);H為材料的強(qiáng)度。

由式(1)可知,材料強(qiáng)度的增大與晶粒尺寸的減小直接相關(guān)。

除此之外,超聲沖擊強(qiáng)化是動(dòng)態(tài)加載過程,靜力和動(dòng)態(tài)沖擊力的耦合可以使沖擊尖端獲得較高的瞬時(shí)速度和加速度,使材料表面發(fā)生高應(yīng)變率塑性變形,從而在加工過程中引起材料脆化[49]。如圖9所示,材料的屈服強(qiáng)度和應(yīng)變率的關(guān)系如下:

(2)

圖9 應(yīng)變率對(duì)材料強(qiáng)度和韌性的影響[49]Fig.9 Effect of strain rate on material strength and toughness[49]

材料的韌性和脆性與屈服強(qiáng)度的關(guān)系分別為

(3)

(4)

式中,εf為斷裂應(yīng)變。

隨著屈服強(qiáng)度的增大,材料的韌性降低,材料的脆性增加。硬度和屈服強(qiáng)度[50]之間的關(guān)系如下:

HHV=3mσs(0.1)-n

(5)

式中,HHV為材料的顯微硬度;m為影響因子,取1.12;n為加工硬化指數(shù)。

可以得出結(jié)論,材料的硬度隨著屈服強(qiáng)度的增大而提高。

一些學(xué)者對(duì)超聲滾壓的理論建模和有限元仿真進(jìn)行了研究分析。張萌等[51]基于彈塑性變形理論建立了Al6061-T6鋁合金的超聲波表面滾壓數(shù)學(xué)模型,研究了工藝參數(shù)對(duì)殘余應(yīng)力分布的影響,發(fā)現(xiàn)超聲波滾壓過程中動(dòng)態(tài)沖擊載荷對(duì)殘余應(yīng)力場(chǎng)的作用遠(yuǎn)大于靜載荷對(duì)殘余應(yīng)力場(chǎng)的作用。

WANG等[52]對(duì)純銅進(jìn)行超聲沖擊強(qiáng)化,并且建立相應(yīng)的分子動(dòng)力學(xué)模型,如圖10所示,推導(dǎo)出了晶粒細(xì)化的數(shù)量與沖擊時(shí)間的關(guān)系,并且發(fā)現(xiàn)沖擊區(qū)域的位錯(cuò)密度顯著提高(圖11)。超聲沖擊強(qiáng)化在材料表面施加循環(huán)沖擊作用力,使其產(chǎn)生塑性變形現(xiàn)象,隨著塑性變形的加劇,表層晶粒不斷細(xì)化。通常情況下晶粒細(xì)化主要包含兩種模式[53],如圖12所示:一種是在外界能量作用下晶界作為位錯(cuò)源,使得位錯(cuò)不斷增殖、運(yùn)動(dòng),塑性變形不斷加劇,位錯(cuò)滑移在小角晶界周圍堆積,形成位錯(cuò)纏結(jié)及位錯(cuò)墻等現(xiàn)象,隨后轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼嵌染Ы绮⒆罱K形成亞晶界完成晶粒的細(xì)化過程[54];而另一種方式則是由于高應(yīng)變率形變使得晶粒在剪切力的作用下發(fā)生旋轉(zhuǎn)變形形成孿晶結(jié)構(gòu),并不斷變形斷裂,最終形成納米晶粒[55],從而有效提高材料表面層的耐磨性和疲勞特性。

圖10 超聲沖擊時(shí)間對(duì)晶粒細(xì)化的影響[52]Fig.10 Effect of ultrasonic impact time on grain refinement[52]

圖11 超聲沖擊強(qiáng)化后位錯(cuò)密度的分布[52]Fig.11 Effect of ultrasonic impact strengthening on microstructure of specimens[52]

圖12 晶粒的兩種細(xì)化模式[53]Fig.12 Two refinement modes of grains[53]

文獻(xiàn)[56]建立了一個(gè)分析模型用于模擬經(jīng)過超聲沖擊處理后金屬材料中的殘余應(yīng)力分布。該模型結(jié)合了赫茲接觸理論、能量守恒定律、殘余應(yīng)力解析解和諾伊伯塑性定律,系統(tǒng)分析了超聲沖擊參數(shù)(靜壓力、振幅、滾壓頭尺寸)對(duì)殘余應(yīng)力的影響,并且基于線性回歸理論開發(fā)了材料超聲滾壓后殘余應(yīng)力預(yù)測(cè)模型。

現(xiàn)有理論模型和仿真模型多用于傳統(tǒng)超聲沖擊強(qiáng)化,而多場(chǎng)耦合輔助超聲沖擊強(qiáng)化過程的仿真研究鮮見報(bào)道,對(duì)熱場(chǎng)輔助、電脈沖輔助等多維超聲沖擊強(qiáng)化后的殘余壓應(yīng)力層和硬度層的建模預(yù)測(cè)是未來研究的重點(diǎn)。

3 鈦合金超聲沖擊強(qiáng)化后的形貌特征

鈦合金屬于難切削材料,加工性較差,在刀具對(duì)其進(jìn)行加工后,鈦合金表面往往會(huì)產(chǎn)生毛刺、劃傷、裂紋和加工刀痕等缺陷,這些缺陷導(dǎo)致鈦合金表面粗糙度過高。表2所示為鈦合金在不同切削參數(shù)下的粗糙度,可以發(fā)現(xiàn)進(jìn)給速度對(duì)粗糙度影響很大。并且在外部載荷作用下,較高的表面粗糙度會(huì)出現(xiàn)材料表面應(yīng)力顯著增大的情況,這種現(xiàn)象稱為應(yīng)力集中,而應(yīng)力集中容易誘發(fā)疲勞裂紋萌生、擴(kuò)展甚至失效。鈦合金葉片作為一個(gè)關(guān)鍵的受力部件,對(duì)應(yīng)力集中十分敏感,為了方便研究,研究人員對(duì)表面粗糙度和應(yīng)力集中系數(shù)進(jìn)行了定量分析,INCE等[57]提出標(biāo)準(zhǔn)表面粗糙度參數(shù)和表面應(yīng)力集中系數(shù)的關(guān)系:

(6)

表2 不同切削參數(shù)下鈦合金表面粗糙度

DEKHTYAR等[61]通過超聲沖擊處理TC4鈦合金發(fā)現(xiàn)原始樣品的表面粗糙度Ra值從1.25 μm減小到0.32 μm(圖13a)。如圖13b所示,磨削加工后鈦合金表面存在不均勻的尖銳磨削劃痕,在劃痕低端產(chǎn)生應(yīng)力集中,促進(jìn)疲勞裂紋的萌生與擴(kuò)展。如圖13c所示,超聲沖擊強(qiáng)化可以促使材料發(fā)生一定程度的塑性流動(dòng),尖銳劃痕逐漸被較圓滑的凹坑替代,增大劃痕低端圓角半徑可顯著降低材料表面粗糙度和應(yīng)力集中系數(shù),有效提升構(gòu)件的表面完整性。

(a)磨削后和超聲沖擊后TC17鈦合金表面粗糙度對(duì)比

(b)磨削后TC17鈦合金表面形貌

(c)超聲沖擊后TC17鈦合金表面形貌圖13 磨削和超聲滾壓作用后TC17鈦合金表面形貌[62]Fig.13 Surface morphology of TC17 titanium alloy after grinding and ultrasonic rolling[62]

3.1 靜壓力對(duì)鈦合金表面粗糙度的影響規(guī)律

靜壓力是超聲沖擊強(qiáng)化過程中的重要工藝參數(shù)之一,王震[63]研究了不同靜載荷下超聲滾壓對(duì)TC4鈦合金表面粗糙度的影響,圖14所示為不同靜壓力下超聲滾壓TC4鈦合金后的表面形貌,由圖14a可見,TC4鈦合金經(jīng)過切削加工后表面存在明顯的車削刀痕。隨著超聲滾壓的靜壓力參數(shù)不斷增大,TC4鈦合金表面發(fā)生塑性流動(dòng),導(dǎo)致切削加工的刀痕被逐漸壓平,粗糙度降低。當(dāng)靜壓力較小時(shí),材料表面仍然存在車削刀痕,當(dāng)靜壓力增大到900 N時(shí),材料表面塑性變形更劇烈,刀痕也逐漸消失。

(a)車削 (b)F=600 N (c)F=750 N

(d)F=900 N (e)F=1000 N圖14 不同靜壓力參數(shù)超聲滾壓后TC4鈦合金表面形貌[63]Fig.14 Surface morphology of TC4 titanium alloy after ultrasonic rolling with different static pressure parameters[63]

李鳳琴等[64]通過研究靜壓力對(duì)TC4鈦合金超聲沖擊強(qiáng)化后的表面完整性發(fā)現(xiàn),表面粗糙度隨著靜壓力的增大呈現(xiàn)先減小后增大的趨勢(shì)。如圖15所示,在靜壓力為600 N時(shí)獲得最低表面粗糙度,在靜壓力為500～800 N可以獲得較好的表面質(zhì)量,但靜壓力超過800 N后試件表面粗糙度增大,原因是靜壓力過大導(dǎo)致滾壓頭和工件表面的摩擦力增大,促使兩者之間的摩擦出現(xiàn)由滾動(dòng)摩擦向滑動(dòng)摩擦轉(zhuǎn)變的趨勢(shì),并且過大的靜壓力會(huì)加重超聲沖擊強(qiáng)化系統(tǒng)的負(fù)載,使得超聲滾壓過程不能平穩(wěn)進(jìn)行。

圖15 不同靜壓力下超聲沖擊強(qiáng)化TC4鈦合金后表面粗糙度變化[64]Fig.15 Surface roughness of TC4 titanium alloy after ultrasonic impact strengthen under different static forces[64]

3.2 超聲振幅對(duì)鈦合金表面粗糙度的影響規(guī)律

超聲振幅越大,作用在材料表面的沖擊力越大,產(chǎn)生的塑性變形也越大。KAYUMOV等[65]研究了超聲振幅對(duì)固溶處理TC4鈦合金表面粗糙度的影響,結(jié)果表明,TC4鈦合金經(jīng)超聲沖擊強(qiáng)化處理后的表面粗糙度較未處理樣品有所改善,且在不同超聲振幅條件下改善程度不同。如圖16所示,隨著超聲振幅的增大,TC4表面粗糙度明顯減小。

圖16 不同超聲振幅下超聲沖擊強(qiáng)化TC4鈦合金后表面粗糙度變化[65]Fig.16 Changes in surface roughness of TC4 titanium alloy after ultrasonic impact strengthening with different ultrasonic amplitudes[65]

3.3 滾壓次數(shù)對(duì)鈦合金表面粗糙度的影響規(guī)律

LUO等[66]研究了靜壓力、振幅不變的條件下,超聲滾壓次數(shù)對(duì)TC4鈦合金表面質(zhì)量的影響。如圖17所示,滾壓一次后試件的表面質(zhì)量明顯提高,但是隨著滾壓次數(shù)的增加,試件表面質(zhì)量又逐漸變差,原因可能是在超聲作用下鈦合金易與硬質(zhì)合金滾壓頭發(fā)生黏結(jié),隨著超聲滾壓次數(shù)的增加,滾壓頭表面出現(xiàn)黏結(jié)鈦屑并發(fā)生表面磨損,使材料的表面粗糙度升高。

(a)基體 (b)1次 (c)4次

(d)8次 (e)12次 (f)16次圖17 不同超聲滾壓次數(shù)下超聲沖擊強(qiáng)化TC4鈦合金后表面質(zhì)量[66]Fig.17 Surface quality after ultrasonic impact strengthening TC4 titanium alloy with different ultrasonic rolling times[66]

王鵬成[67]研究了在靜壓力800 N下不同超聲滾壓次數(shù)對(duì)TC4鈦合金表面粗糙度的影響,如圖18所示,表面粗糙度值隨著超聲滾壓次數(shù)的增加呈現(xiàn)逐漸降低的變化趨勢(shì)。在超聲滾壓加工次數(shù)達(dá)到12次時(shí),表面粗糙度值最低至Ra0.047 μm,主要原因是多次超聲滾壓可以增強(qiáng)上一次塑性變形的效果,但隨著次數(shù)的增加,表面粗糙度的下降梯度逐漸減緩,這是由于鈦合金在多次超聲滾壓后所發(fā)生的變形量也逐漸減小。隨后研究者將靜壓力增大到1100 N,并研究不同超聲滾壓次數(shù)對(duì)TC4鈦合金表面粗糙度的影響,發(fā)現(xiàn)在靜壓力較大的情況下,較少的超聲滾壓次數(shù)即可達(dá)到相同表面粗糙度,再進(jìn)行多次重復(fù)超聲滾壓反而會(huì)使表面粗糙度增大。

圖18 不同滾壓次數(shù)下超聲沖擊強(qiáng)化TC4鈦合金后表面粗糙度[67]Fig.18 Surface roughness of TC4 titanium alloy after ultrasonic impact strengthening with different ultrasonic rolling times[67]

3.4 小結(jié)

表3所示為不同超聲沖擊強(qiáng)化參數(shù)作用下的鈦合金表面粗糙度統(tǒng)計(jì)。超聲沖擊使材料表面產(chǎn)生一定程度的塑性流動(dòng),使“波峰”和“波谷”相互抵消,從而降低表面粗糙度。結(jié)合上述分析可以發(fā)現(xiàn),超聲沖擊強(qiáng)化工藝參數(shù)(靜壓力、超聲振幅、滾壓次數(shù))的適當(dāng)增大都能在一定程度上改善鈦合金表面粗糙度。當(dāng)靜壓力較小時(shí),鈦合金表層塑性變形程度不夠,并發(fā)生一定的回彈,導(dǎo)致表面粗糙度改善不明顯。隨著靜壓力的增大,表面粗糙度也隨之改善,但存在臨界最優(yōu)靜壓載荷,即在靜壓力提高到一定程度后,鈦合金表面粗糙度反而會(huì)有所變差,這是由于靜壓力過大后,滾壓頭和試件之間的滾動(dòng)摩擦有向滑動(dòng)摩擦轉(zhuǎn)變的趨勢(shì),接觸區(qū)溫度也隨之上升,在熱力耦合工況下使鈦合金表面產(chǎn)生損傷,從而影響表面粗糙度。因此,如何基于熱力耦合作用下的變形機(jī)制以及應(yīng)變強(qiáng)化機(jī)理來找到鈦合金超聲沖擊強(qiáng)化最優(yōu)工藝參數(shù)是未來研究的重點(diǎn)。此外,由于鈦合金的化學(xué)活性高,在超聲沖擊強(qiáng)化過程中由于高溫使得鈦合金表面可能會(huì)形成氧化層,這些氧化層在沖擊頭的反復(fù)沖擊下不斷碎裂、黏合后黏附在試件表面,導(dǎo)致強(qiáng)化處理后的鈦合金表面難以達(dá)到鏡面效果。為減少鈦合金在超聲滾壓過程中發(fā)生的氧化反應(yīng),可以在超低溫、超潤(rùn)滑、惰性環(huán)境下進(jìn)行超聲沖擊強(qiáng)化處理,這也是未來鈦合金超聲沖擊強(qiáng)化的研究方向。

表3 不同超聲沖擊強(qiáng)化參數(shù)下鈦合金表面粗糙度統(tǒng)計(jì)

4 超聲沖擊工藝參數(shù)對(duì)鈦合金強(qiáng)化性能的影響

4.1 硬度

超聲沖擊強(qiáng)化可實(shí)現(xiàn)晶粒細(xì)化,從而使材料的硬度得到提高。AMANOV等[70]采用超聲沖擊強(qiáng)化工藝對(duì)CP-Ti和TC4鈦合金進(jìn)行處理,CP-Ti的表面硬度由1432 MPa提高到1893 MPa,TC4合金的表面硬度從3217 MPa提高到3717 MPa。KHERADMANDFARD等[71]的研究表明,在采用超聲沖擊強(qiáng)化工藝處理TNTZ(Ti-25Nb-10Ta-1Zr-02Fe)鈦合金后,材料表面硬度從1863 MPa提高到3776 MPa。

4.1.1靜壓力對(duì)鈦合金表層硬度的影響規(guī)律

李鳳琴等[64]研究了靜壓力對(duì)超聲沖擊強(qiáng)化TC4鈦合金表面硬度以及硬化程度影響,結(jié)果如圖19所示,發(fā)現(xiàn)超聲沖擊強(qiáng)化后試件的表面硬化程度隨著靜壓力的增大而升高。當(dāng)靜壓力較小時(shí),材料發(fā)生塑性變形不大,晶粒細(xì)化程度較小,故材料表面顯微硬度相對(duì)于基體硬度增加不多;當(dāng)靜壓力較大時(shí),材料塑性變形程度逐漸接近極限,所以硬化程度的增加趨勢(shì)逐漸減緩。

4.1.2超聲振幅對(duì)鈦合金表層硬度的影響規(guī)律

ZHAO等[72]研究了不同超聲振幅下強(qiáng)化TC4鈦合金后的表層硬度分布趨勢(shì),如圖20所示,發(fā)現(xiàn)未施加超聲輔助的滾壓處理,TC4鈦合金強(qiáng)化層深度約為56 μm,最大顯微硬度出現(xiàn)在距離表面20 μm深度位置,硬度值達(dá)到3702 MPa。當(dāng)超聲振幅從4 μm增大到11 μm時(shí),強(qiáng)化TC4鈦合金后的硬化層深度從110 μm逐漸增大到170 μm,硬度最大值從3732 MPa逐漸增至4162 MPa,但硬度最大值的出現(xiàn)位置無明顯變化,均在距離表面40～60 μm的深度范圍內(nèi)。

圖19 不同靜壓力下超聲沖擊強(qiáng)化TC4鈦合金后表面硬度的變化[64]Fig.19 Surface hardness of TC4 titanium alloy after ultrasonic impact strengthening under different static force of ultrasonic impact strengthening[64]

圖20 不同超聲振幅下超聲沖擊強(qiáng)化TC4鈦合金后沿深度方向的硬度分布[72]Fig.20 Hardness distribution along depth direction of TC4 titanium alloy after ultrasonic impact strengthening under different ultrasonic amplitudes[72]

LIANG等[73]研究了不同超聲振幅對(duì)TC4鈦合金表面硬度的影響,如圖21所示,未處理樣品和不同振幅的超聲沖擊強(qiáng)化處理樣品(振幅為8 μm、16 μm、24 μm)的表面硬度分別為3145,3947,4063,4109 MPa。隨著超聲振幅的增大,TC4鈦合金表面硬度較未處理樣品分別提高了25.52%、29.81%和30.66%。當(dāng)超聲振幅增大到一定程度后,其表面硬度增加并不明顯,原因是當(dāng)晶粒細(xì)化的程度已接近極限時(shí),晶粒內(nèi)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)、位錯(cuò)纏結(jié)等現(xiàn)象也趨于飽和,若繼續(xù)增大超聲振幅,強(qiáng)化效果不明顯,還可能造成裂紋萌生等損傷。

圖21 不同超聲振幅下強(qiáng)化TC4鈦合金后的表面硬度[73]Fig.21 Surface hardness of TC4 titanium alloy at different ultrasonic impact amplitudes[73]

4.1.3滾壓次數(shù)對(duì)鈦合金表層硬度的影響規(guī)律

LUO等[66]發(fā)現(xiàn)TC4鈦合金的表面硬度隨著超聲滾壓次數(shù)的增多而增大,但是滾壓次數(shù)達(dá)到一定臨界值后,試件表面硬度反而會(huì)下降,如圖22所示。原因是當(dāng)超聲滾壓次數(shù)過多后,硬質(zhì)合金滾壓頭與鈦合金試件在接觸作用區(qū)域的工況逐漸惡化,沖擊力和溫度有可能升高,鈦合金表面發(fā)生磨損、黏結(jié)甚至出現(xiàn)裂紋萌生等現(xiàn)象,從而導(dǎo)致表面硬度降低。

圖22 不同超聲滾壓次數(shù)對(duì)超聲沖擊強(qiáng)化TC4鈦合金后表面硬度的影響[66]Fig.22 Effect of different ultrasonic rolling times on surface hardness of TC4 titanium alloy after ultrasonic impact strengthening[66]

4.1.4小結(jié)

表4所示為不同超聲沖擊強(qiáng)化參數(shù)作用下的鈦合金表層硬度及分布情況,結(jié)合上述分析可以發(fā)現(xiàn),增大靜壓力、超聲振幅和滾壓次數(shù)都能使鈦合金的表層硬度和硬化層深度值增大。對(duì)于超聲沖擊強(qiáng)化后鈦合金表層硬度場(chǎng)而言,同樣也存在最優(yōu)超聲沖擊強(qiáng)化工藝參數(shù),超過工藝參數(shù)的臨界值,則強(qiáng)化效果不明顯,甚至使材料表面發(fā)生損傷,硬度值降低。此外,切削加工后鈦合金表層都會(huì)產(chǎn)生加工硬化效應(yīng),如何基于材料切削加工后的初始應(yīng)力狀態(tài)建立鈦合金從切削加工初始狀態(tài)下的硬度場(chǎng)到超聲強(qiáng)化后硬度場(chǎng)的傳遞關(guān)系與演變機(jī)制是未來研究的重點(diǎn)。

表4 不同超聲沖擊強(qiáng)化參數(shù)下鈦合金表層硬度及分布

4.2 殘余應(yīng)力

鈦合金在外力作用下表面發(fā)生塑性變形,外力消失后,材料內(nèi)部依然存在自相平衡的殘余應(yīng)力。殘余應(yīng)力分為殘余壓應(yīng)力和殘余拉應(yīng)力,其中,殘余壓應(yīng)力能有效防止裂紋萌生,對(duì)零件的抗疲勞性能發(fā)揮重要作用。CAO等[74]探討了超聲沖擊強(qiáng)化對(duì)去應(yīng)力退火和固溶時(shí)效處理后鈦合金殘余應(yīng)力的影響,發(fā)現(xiàn)超聲沖擊強(qiáng)化顯著改善了殘余壓應(yīng)力。ZHAO等[75]對(duì)TC11鈦合金進(jìn)行了超聲滾壓處理并研究了其殘余應(yīng)力場(chǎng)的分布情況,發(fā)現(xiàn)處理后鈦合金強(qiáng)化層深度約為200 μm,表面殘余壓應(yīng)力為763 MPa,并在距離表面40 μm處殘余壓應(yīng)力達(dá)到最大值898 MPa。

4.2.1靜壓力對(duì)鈦合金表層殘余應(yīng)力的影響規(guī)律

LIU等[76]研究了不同靜壓力超聲沖擊強(qiáng)化TC4鈦合金后殘余應(yīng)力的變化情況,結(jié)果如表5所示,隨著靜壓力逐漸增大至800 N時(shí),表面殘余壓應(yīng)力也逐漸增大,最大值為973±90 MPa。當(dāng)靜壓力繼續(xù)增大,殘余壓應(yīng)力開始減小,原因是在過大的靜壓力下進(jìn)行超聲沖擊強(qiáng)化,會(huì)對(duì)試件表面造成損傷(如裂紋萌生),使部分表面殘余壓應(yīng)力釋放。

4.2.2超聲振幅對(duì)鈦合金表層殘余應(yīng)力的影響規(guī)律

超聲振幅的變化主要體現(xiàn)在沖擊頭在對(duì)材料表面沖擊的速度與能量上,且振幅越大,沖擊動(dòng)能越大,使得材料表面產(chǎn)生的應(yīng)變?cè)龃蠛途植课恢玫捏w積變形速率加快,最終導(dǎo)致殘余壓應(yīng)力的增大。圖23所示為不同超聲振幅作用下TC4鈦合金的表層殘余應(yīng)力分布情況,結(jié)果表明適當(dāng)增大超聲振幅能引入更高、更深的殘余壓應(yīng)力層。

表5 不同靜壓力下超聲沖擊強(qiáng)化TC4鈦合金后表面殘余壓應(yīng)力[76]

圖23 不同超聲振幅下TC4鈦合金超聲沖擊強(qiáng)化后表層殘余應(yīng)力的分布情況[77]Fig.23 Distribution of surface residual stress of TC4 titanium alloy after ultrasonic impact strengthening at different ultrasonic impact amplitudes[77]

4.2.3滾壓次數(shù)對(duì)鈦合金表層殘余應(yīng)力的影響規(guī)律

隨著超聲滾壓次數(shù)的增多,材料表層的塑性變形程度增大,導(dǎo)致表層殘余壓應(yīng)力的大小和深度進(jìn)一步增加。但是滾壓次數(shù)過多后會(huì)使材料表面質(zhì)量變差,從而導(dǎo)致表層殘余壓應(yīng)力的釋放。WANG等[67]研究了不同滾壓次數(shù)下TC4鈦合金表層殘余應(yīng)力分布情況,如圖24所示,殘余壓應(yīng)力沿表層深度方向呈現(xiàn)出先增大后減小的變化規(guī)律,且最大殘余壓應(yīng)力出現(xiàn)在距離表面約0.42 mm位置處,約為730 MPa。隨著超聲滾壓次數(shù)的增加,最大殘余壓應(yīng)力值逐漸降低,當(dāng)超聲滾壓次數(shù)達(dá)到12次時(shí),最大殘余壓應(yīng)力值約為540 MPa,出現(xiàn)在距離表面約0.3 mm處,這說明在多次超聲滾壓TC4鈦合金后,表面損傷可能會(huì)誘發(fā)殘余壓應(yīng)力松弛現(xiàn)象。

圖24 不同超聲滾壓次數(shù)下TC4鈦合金強(qiáng)化后表層殘余應(yīng)力的分布情況[67]Fig.24 Distribution of surface residual stress of TC4 titanium alloy under different ultrasonic rolling times[67]

4.2.4小結(jié)

表6所示為不同超聲沖擊強(qiáng)化參數(shù)作用下的鈦合金表層殘余應(yīng)力分布情況,結(jié)合上述分析可以發(fā)現(xiàn),增大靜壓力、超聲振幅和滾壓次數(shù)都能使鈦合金的表層殘余壓應(yīng)力和強(qiáng)化層深度增大,最大殘余壓應(yīng)力可能出現(xiàn)在亞表層,這是由于鈦合金在超聲沖擊強(qiáng)化后表層材料受到擠壓變形,卸載之后內(nèi)部材料會(huì)發(fā)生一定回彈,從而導(dǎo)致殘余應(yīng)力呈現(xiàn)“勾形”。對(duì)于超聲沖擊強(qiáng)化后鈦合金表層殘余應(yīng)力場(chǎng)而言,同樣存在最優(yōu)超聲沖擊強(qiáng)化工藝參數(shù),超過工藝參數(shù)的臨界值,會(huì)出現(xiàn)殘余壓應(yīng)力下降的情況。如何對(duì)多個(gè)超聲沖擊強(qiáng)化工藝參數(shù)進(jìn)行準(zhǔn)確解耦及建模,從而通過調(diào)控強(qiáng)化工藝參數(shù)得到更高、更穩(wěn)定的殘余壓應(yīng)力層是未來研究的重點(diǎn)。

圖25 超聲沖擊強(qiáng)化兩種晶粒細(xì)化模式[79]Fig.25 Two grain refinement modes enhanced by ultrasonic impact treatment[79]

4.3 微觀組織結(jié)構(gòu)

超聲沖擊強(qiáng)化將高頻振動(dòng)能量傳入工件,通過塑性變形改善工件表層微觀組織,促使晶粒細(xì)化。鈦合金超聲沖擊強(qiáng)化后其表層微觀組織演變主要有兩種模式[79],如圖25所示,對(duì)于材料中包含大塊平面位錯(cuò)的孿晶帶或條狀晶粒,堆垛層錯(cuò)能較低,在強(qiáng)化過程中位錯(cuò)不斷增加,產(chǎn)生的位錯(cuò)胞、位錯(cuò)纏結(jié)、位錯(cuò)墻從孿晶帶或條狀晶粒內(nèi)的平面位錯(cuò)將轉(zhuǎn)變?yōu)樽舆吔?通過子邊界的旋轉(zhuǎn)運(yùn)動(dòng)在位錯(cuò)積累區(qū)域形成新的晶界。此外,對(duì)于材料表層由于劇烈塑性變形產(chǎn)生高位錯(cuò)密度和高堆垛層錯(cuò)能,在強(qiáng)化中隨著應(yīng)變的增大,也會(huì)發(fā)生由位錯(cuò)胞、位錯(cuò)纏結(jié)、位錯(cuò)墻轉(zhuǎn)變?yōu)樽舆吔绲倪^程,并形成新的晶界。最終,由于位錯(cuò)的湮滅和重新排列,使材料表層的初始晶粒演變?yōu)槌?xì)晶粒。

LIU等[80]研究了超聲滾壓TC4鈦合金后不同強(qiáng)化層深度的微觀組織結(jié)構(gòu),如圖26所示,發(fā)現(xiàn)距離表層越近,晶粒的變形程度越大,變形區(qū)內(nèi)部的β相由于塑性變形被拉長(zhǎng),并且與表面成一定的角度,其原因與相組織內(nèi)部晶粒的重新取向相關(guān)。

(a)截面微觀組織

(b)h=25 μm (c)h=50 μm (d)h=100 μm (e)h=200 μm (f)h=300 μm圖26 超聲沖擊強(qiáng)化TC4鈦合金后距離表面不同深度處的微觀組織形貌[80]Fig.26 Microstructure morphology of TC4 titanium alloy at different depths from the surface after ultrasonic impact strengthening[80]

4.3.1靜壓力對(duì)鈦合金表層微觀組織的影響規(guī)律

REN等[81]研究了不同靜壓力下超聲沖擊強(qiáng)化TC27鈦合金表層強(qiáng)化層的深度,如圖27所示,發(fā)現(xiàn)材料強(qiáng)化層深度隨著超聲沖擊靜壓力的增大而增大,在1000 N靜壓力下材料的強(qiáng)化層深度達(dá)到230 μm。

NI等[82]通過TEM觀測(cè)了TC4鈦合金的強(qiáng)化層微觀組織結(jié)構(gòu)演變趨勢(shì),如圖28所示,在距離表面200～400 μm處(位置d),由于鈦合金塑性變形程度不大,其內(nèi)部可以發(fā)現(xiàn)位錯(cuò)線的產(chǎn)生;在距離表層100～200 μm處(位置c),塑性變形的加劇導(dǎo)致位錯(cuò)線累積形成位錯(cuò)纏結(jié);在距離表層20～100 μm處(位置b),位錯(cuò)纏結(jié)逐漸轉(zhuǎn)換為新的晶界,細(xì)化晶粒;在距離表面0～20 μm處(位置a),塑性變形程度最高,原始晶粒已經(jīng)細(xì)化成納米級(jí)晶粒。

(d)F=900 N (e)F=1000 N圖27 不同靜壓力下超聲沖擊TC27鈦合金后的強(qiáng)化層深度SEM圖像[81]Fig.27 The SEM image of reinforcement layer after ultrasonic impact on TC27 under different static forces[81]

圖28 超聲沖擊強(qiáng)化TC4鈦合金后強(qiáng)化層不同深度處微觀組織結(jié)構(gòu)TEM圖像[82]Fig.28 TEM image of microstructure at different depths of the reinforcement layer after ultrasonic impact treatment of TC4 titanium alloy[82]

4.3.2超聲振幅對(duì)鈦合金表層微觀組織影響規(guī)律

王震[63]研究了不同振幅對(duì)TC4鈦合金塑性變形區(qū)域的影響規(guī)律,如圖29所示,當(dāng)振幅由7 μm逐漸增大到10 μm時(shí),表層微觀結(jié)構(gòu)開始出現(xiàn)顯著變化。其中當(dāng)振幅為7 μm和8 μm時(shí),表層微觀結(jié)構(gòu)變形不明顯,當(dāng)振幅增大到10 μm時(shí),變形層深度增大到200 μm,并且表層組織明顯向滾壓方向發(fā)生彎曲變形。如圖30所示,將A=10 μm超聲沖擊強(qiáng)化后的TC4鈦合金微觀結(jié)構(gòu)分為三個(gè)區(qū)域,并對(duì)三個(gè)區(qū)域的晶粒尺寸、晶粒形貌進(jìn)行分析。Q1區(qū)域靠近基體,塑性變形程度最小,其平均晶粒尺寸為9.64 μm;Q2區(qū)域介于表層與基體之間,其應(yīng)變程度增加,微觀組織發(fā)生彎曲變形,平均晶粒尺寸減小到5.84 μm;Q3區(qū)域靠近表面,因其塑性變形劇烈,微觀組織結(jié)構(gòu)得到進(jìn)一步細(xì)化,平均晶粒尺寸減小到3.33 μm。這說明振幅是超聲沖擊強(qiáng)化中影響表層微觀結(jié)構(gòu)變化的主要因素之一。

(a)A=7 μm

(c)A=9 μm

(d)A=10 μm圖29 不同振幅下超聲沖擊TC4后強(qiáng)化層深度SEM圖像[63]Fig.29 Depth SEM image of reinforced layer after ultrasonic impact TC4 at different amplitudes[63]

(a)10 μm超聲沖擊振幅加工后微觀組織分區(qū) (b)基體相分布區(qū)

(c)Q1區(qū)IPF圖 (d)Q2區(qū)IPF圖 (e)Q3區(qū)IPF圖

4.3.3滾壓次數(shù)對(duì)鈦合金表層微觀組織影響規(guī)律

任朝軍[83]對(duì)高強(qiáng)韌鈦合金TC27進(jìn)行多次超聲滾壓后發(fā)現(xiàn),材料的塑性變形程度是多次超聲滾壓的綜合結(jié)果。如圖31所示,當(dāng)滾壓次數(shù)為20、25次時(shí),塑性變形程度很輕微,表層材料在滾壓頭的擠壓下沿進(jìn)給方向產(chǎn)生塑性流動(dòng),其中β相發(fā)生彎曲變形。隨著滾壓次數(shù)增加到35次后,材料表層開始發(fā)生劇烈塑性變形,當(dāng)滾壓次數(shù)增加至40次后塑性變形層深度達(dá)到210 μm,β相發(fā)生彎曲變形程度最大。

(a)Nr=20 (b)Nr=25 (c)Nr=30

(d)Nr=35 (e)Nr=40圖31 不同滾壓次數(shù)下超聲沖擊TC27后的強(qiáng)化層深度SEM圖像[83]Fig.31 Enhanced layer depth SEM image after ultrasonic impact TC27 under different rolling cycles[83]

LEI等[84]在對(duì)CP-Ti進(jìn)行12次超聲滾壓處理后得到圖32所示的CP-Ti表層形成梯度微觀組織結(jié)構(gòu),總深度約為350 μm,沿深度方向的梯度結(jié)構(gòu)可分為3塊區(qū)域:嚴(yán)重塑性變形區(qū)、變形孿晶區(qū)域、低應(yīng)變粗晶區(qū)。

圖32 超聲強(qiáng)化處理CP-Ti后形成的梯度結(jié)構(gòu)[84]Fig.32 Gradient structure formed after ultrasonic enhancement treatment of CP-Ti[84]

4.3.4小結(jié)

結(jié)合上述分析,超聲沖擊強(qiáng)化對(duì)鈦合金表面進(jìn)行高頻循環(huán)沖擊,使表層晶粒組織中產(chǎn)生位錯(cuò)和孿晶,這兩種缺陷不斷相互作用,完成對(duì)晶粒的細(xì)化。但是由于不同種類鈦合金內(nèi)部成分存在差異,對(duì)于α+β相鈦合金,是位錯(cuò)對(duì)晶粒細(xì)化影響大還是剪切孿晶對(duì)晶粒細(xì)化的影響大也尚未有清楚的認(rèn)知,并且各變形層之間相互作用的機(jī)制也不清楚,未來還需要系統(tǒng)研究超聲強(qiáng)化后鈦合金的晶粒細(xì)化機(jī)理。

5 結(jié)論與展望

本文以鈦合金為研究對(duì)象,總結(jié)了不同超聲沖擊強(qiáng)化工藝參數(shù)對(duì)鈦合金表面粗糙度、硬度、殘余應(yīng)力和微觀組織結(jié)構(gòu)的影響。結(jié)論表明超聲沖擊強(qiáng)化中靜壓力、振幅和滾壓次數(shù)的改變都能增強(qiáng)鈦合金表面層性能,但是工藝參數(shù)存在臨界值,超出臨界值就會(huì)對(duì)材料性能有損壞,如何通過不同工藝參數(shù)的組合找到鈦合金超聲沖擊強(qiáng)化參數(shù)的最優(yōu)解具有重要意義。此外,目前超聲沖擊強(qiáng)化鈦合金研究大多基于簡(jiǎn)單規(guī)則的試驗(yàn)材料來進(jìn)行,而針對(duì)大型復(fù)雜曲面構(gòu)件的成熟運(yùn)用還普遍較少。未來對(duì)超聲沖擊強(qiáng)化技術(shù)進(jìn)行優(yōu)化發(fā)展可以從以下方面進(jìn)行:

(1)超聲沖擊強(qiáng)化技術(shù)等特種能場(chǎng)制造與智能制造深度融合,利用人工智能和大數(shù)據(jù)分析時(shí)變加工工況下多模態(tài)信息在線感知與狀態(tài)監(jiān)測(cè),控制強(qiáng)化加工過程中的不利干擾因素,優(yōu)化形性調(diào)控的穩(wěn)定性與精確性。

(2)利用機(jī)器人靈巧、順應(yīng)、協(xié)同等特點(diǎn),通過與超聲沖擊強(qiáng)化設(shè)備的協(xié)作,擴(kuò)大超聲沖擊強(qiáng)化技術(shù)的工程應(yīng)用范圍,進(jìn)一步推動(dòng)其在跨尺度、大型復(fù)雜構(gòu)件高性能制造等領(lǐng)域的應(yīng)用。

(3)在現(xiàn)有超聲沖擊強(qiáng)化技術(shù)上拓展多能場(chǎng)復(fù)合制造工藝,探索熱力、電磁等物理場(chǎng)輔助超聲沖擊的新型復(fù)合強(qiáng)化工藝以及新強(qiáng)化機(jī)理,開發(fā)基于復(fù)合能場(chǎng)、復(fù)合工藝的多因素優(yōu)化決策關(guān)鍵技術(shù)。

(4)將超聲沖擊強(qiáng)化和數(shù)值仿真相結(jié)合,分析加工動(dòng)力學(xué)行為與微觀變形機(jī)制,并構(gòu)建理論模型,建立“材料屬性-強(qiáng)化工藝-服役性能”數(shù)字孿生數(shù)據(jù)庫,揭示不同類型材料、強(qiáng)化工藝關(guān)鍵因素、構(gòu)件質(zhì)量品質(zhì)三者之間的映射機(jī)制,實(shí)現(xiàn)數(shù)字孿生驅(qū)動(dòng)的高端裝備關(guān)鍵構(gòu)件的設(shè)計(jì)制造強(qiáng)化一體化。