宋世杰，杜 欣，趙建鋒，周留成，闞前華，張 旭

（1.西南交通大學(xué)力學(xué)與航空航天學(xué)院應(yīng)用力學(xué)與結(jié)構(gòu)安全四川省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，成都 610097；2.中國(guó)工程物理研究院總體工程研究所，綿陽 621000；3.空軍工程大學(xué)航空等離子體動(dòng)力學(xué)國(guó)家級(jí)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710038）

1 激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)的發(fā)展和研究現(xiàn)狀

隨著現(xiàn)代加工工藝的進(jìn)步，表面改性技術(shù)在工程材料中的應(yīng)用日益廣泛，其中激光沖擊強(qiáng)化（Laser shock peening，LSP）技術(shù)因其優(yōu)異的表面強(qiáng)化效果引起了人們的廣泛關(guān)注。LSP 通過激光束誘導(dǎo)的沖擊波對(duì)材料表面進(jìn)行改性，改變材料的微觀結(jié)構(gòu)，能夠有效提升材料強(qiáng)韌性、耐磨性，并能延緩表面裂紋的形核，延長(zhǎng)其疲勞壽命。相比于傳統(tǒng)表面強(qiáng)化方法，LSP 具有非接觸性、局部處理、操作精度高等優(yōu)點(diǎn)，能夠滿足絕大部分結(jié)構(gòu)件表面處理的需求；同時(shí)具有高能、高壓的特點(diǎn)。LSP 激光的脈沖能量高，具有極高的能量密度，比爆炸成型高出100 倍，能誘導(dǎo)產(chǎn)生巨大的沖擊波；LSP 激光誘導(dǎo)產(chǎn)生沖擊波壓力極高，可達(dá)到數(shù)個(gè)GPa，能在材料表面區(qū)域形成較深的高幅值殘余壓應(yīng)力，改變微觀組織結(jié)構(gòu)并細(xì)化晶粒，還能引入更多的微結(jié)構(gòu)（如高密度位錯(cuò)、孿晶和層錯(cuò)），豐富材料的強(qiáng)化和塑性變形機(jī)制，從而改善材料的抗疲勞性能和抗腐蝕性，提高部件壽命，降低維護(hù)成本，以上這些因素都使得LSP 成為金屬材料表面處理的優(yōu)異候選工藝。本文對(duì)LSP 技術(shù)的發(fā)展、研究及其工藝進(jìn)行了綜述，并總結(jié)了LSP 技術(shù)對(duì)材料力學(xué)性能的影響，最后就國(guó)內(nèi)外激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)的多尺度模擬研究進(jìn)行了介紹。

LSP 技術(shù)自誕生以來，便受到廣泛關(guān)注。近年來，相關(guān)研究工作進(jìn)一步擴(kuò)展了LSP 技術(shù)的應(yīng)用領(lǐng)域和研究范圍，本節(jié)將就激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)的發(fā)展歷史和國(guó)內(nèi)外研究現(xiàn)狀進(jìn)行介紹。

1.1 發(fā)展歷史

早在20世紀(jì)60年代初，Neuman[1]就發(fā)現(xiàn)激光能誘導(dǎo)形成沖擊波，但鑒于當(dāng)時(shí)設(shè)備條件等因素的限制，真正實(shí)現(xiàn)激光沖擊強(qiáng)化的運(yùn)用是在20世紀(jì)70年代之后。1972年，美國(guó)巴特爾實(shí)驗(yàn)室的Fairand 等[2]成功研制出高功率脈沖激光器，并通過高功率密度的短脈沖激光誘導(dǎo)沖擊波在7075 鋁合金內(nèi)部引入了高密度的位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)，改變了其顯微組織，使得材料的屈服強(qiáng)度提高了約25%，并有利于改善材料的抗應(yīng)力腐蝕開裂（Stress corrosion cracking，SCC）性能和疲勞性能。該研究也作為L(zhǎng)SP技術(shù)發(fā)展史上的里程碑，正式揭開了LSP 技術(shù)研究的序幕。此后，美國(guó)國(guó)家科學(xué)基金會(huì)開始支持LSP 的研究。然而，由于缺乏可靠的激光源，無法在短時(shí)間產(chǎn)生高能脈沖光束，LSP 技術(shù)在早期一直無法用于工程應(yīng)用。直到20世紀(jì)90年代初，美國(guó)利弗莫爾國(guó)家實(shí)驗(yàn)室聯(lián)合美國(guó)通用電氣和金屬改性公司以及各大航空發(fā)動(dòng)機(jī)制造公司成功研制出第一臺(tái)釹玻璃激光器（激光器脈沖能量為200 J，脈寬為20 ns），并將其成功應(yīng)用于噴氣式發(fā)動(dòng)機(jī)的表面強(qiáng)化。隨后LSP 逐漸受到重視，并作為一種可行的表面處理技術(shù)逐步實(shí)現(xiàn)了商業(yè)化。

我國(guó)關(guān)于LSP 技術(shù)的研究開展較晚，雖然早在20世紀(jì)60年代就曾提出過沖擊波強(qiáng)化的概念[3]，但受限于當(dāng)時(shí)的試驗(yàn)條件，LSP 技術(shù)的研究從20世紀(jì)70年代才開始，而直到90年代LSP 技術(shù)才受到廣泛重視。1992年，南京航空航天大學(xué)利用我國(guó)自主研制的釹玻璃激光器開展了鋁合金與高強(qiáng)度合金鋼的激光沖擊強(qiáng)化處理研究，開啟了激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)在國(guó)內(nèi)的首次應(yīng)用[4]。到21世紀(jì)初期，我國(guó)激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)的研究已取得了諸多成果。在此期間，江蘇大學(xué)基于激光沖擊強(qiáng)化的技術(shù)機(jī)理、試驗(yàn)開展以及工藝參數(shù)等一系列問題開展了研究[5–7]，為國(guó)內(nèi)激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)的發(fā)展和工程應(yīng)用做出了巨大貢獻(xiàn)。2008年，空軍工程大學(xué)聯(lián)合多家設(shè)備制造商以及解放軍5713 廠、中航460 廠等單位，在西安閻良國(guó)家航空高技術(shù)產(chǎn)業(yè)基地建成我國(guó)第一條激光沖擊強(qiáng)化生產(chǎn)線，標(biāo)志著我國(guó)在激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)領(lǐng)域邁出了重要的一步，使我國(guó)成為世界上第二個(gè)掌握該技術(shù)工程應(yīng)用的國(guó)家[8]。2011年，中科院沈陽自動(dòng)化研究所喬紅超等[9]開發(fā)了我國(guó)首臺(tái)整體葉盤激光沖擊強(qiáng)化系統(tǒng)，突破了激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)在工業(yè)生產(chǎn)應(yīng)用中的瓶頸，填補(bǔ)了我國(guó)在該領(lǐng)域的空白，并制定了航空發(fā)動(dòng)機(jī)領(lǐng)域中激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)應(yīng)用方面的企業(yè)標(biāo)準(zhǔn)。

1.2 國(guó)內(nèi)外研究現(xiàn)狀

激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)作為一種新型的表面處理技術(shù)，能夠有效改善基材的材料性能，如疲勞、磨損、腐蝕、強(qiáng)度和硬度等。而因其優(yōu)異的力學(xué)性能改善效果，LSP 也常被用于航空航天領(lǐng)域，如渦輪葉片、風(fēng)扇葉片、壓氣機(jī)葉片、轉(zhuǎn)子部件、軸承部件和齒輪軸等零部件的表面處理[10]。研究者利用LSP 技術(shù)對(duì)渦輪葉片進(jìn)行修復(fù)，使得經(jīng)LSP 處理后的渦輪葉片性能得到了明顯的改善[11]，而其他航空零部件（如齒輪[12]和軸承部件[13]等）也都可以通過LSP 技術(shù)進(jìn)行改性。此外，LSP 也可應(yīng)用于飛機(jī)結(jié)構(gòu)的焊接接頭、緊固件孔等[14–15]。對(duì)于長(zhǎng)期使用的緊固件孔，復(fù)雜的工作環(huán)境可能導(dǎo)致孔周圍產(chǎn)生微裂紋，但這些裂紋在尋常檢查中往往無法被檢測(cè)出，而通過LSP 技術(shù)則能產(chǎn)生殘余壓應(yīng)力以修復(fù)舊飛機(jī)上已經(jīng)產(chǎn)生裂紋的緊固件孔[16]。

近年來，隨著LSP技術(shù)愈發(fā)成熟，其功能也得到了擴(kuò)展。無涂層激光沖擊強(qiáng)化（Laser shock peening without coating，LSPwC）技術(shù)便是其中之一。相比于常規(guī)LSP 技術(shù)，LSPwC 能夠在強(qiáng)化的同時(shí)不引起晶粒細(xì)化，因而常被用于單晶材料。Dang 等[17]通過LSPwC 使單晶Ni 基高溫合金的疲勞壽命增長(zhǎng)了近36.5%，同時(shí)在材料表面形成非均勻的分層結(jié)構(gòu)，包括重鑄層和嚴(yán)重變形層，如圖1所示。

Sano 等[18]通過LSPwC 延長(zhǎng)了材料的疲勞壽命，并消除了奧氏體鋼和鎳基合金的抗應(yīng)力腐蝕開裂敏感性。同時(shí)，Zhu 等[19]還將LSPwC應(yīng)用于核能領(lǐng)域，提出了一種水下激光沖擊強(qiáng)化方式以提高在役核電站的抗應(yīng)力腐蝕開裂能力。傳統(tǒng)激光沖擊方法只能產(chǎn)生沿著深度方向的1D 和2D 梯度結(jié)構(gòu)，但Zhang 等[20]將激光沖擊和低表面能處理方法相結(jié)合，提出了一種無涂層3D 梯度激光沖擊強(qiáng)化（3D gradient laser shock peening without coating，3LSPwC）技術(shù)；該技術(shù)可制備具有疏水結(jié)構(gòu)的多級(jí)異質(zhì)梯度裝甲結(jié)構(gòu)，其中材料表面規(guī)則排列的微坑和坑中豐富的微納結(jié)構(gòu)實(shí)現(xiàn)了穩(wěn)定的Cassie-Baxter 狀態(tài)，能有效降低外部阻力并使結(jié)構(gòu)具備良好的強(qiáng)韌性協(xié)同能力，提高疏水結(jié)構(gòu)使用壽命，在船舶等領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用前景（圖2）。

圖2 3LSPwC 的工藝機(jī)理應(yīng)用[20]Fig.2 Process-mechanism-application of 3LSPwC[20]

此外，Liao[21]和Ye[22–23]等還提出了一種將LSP 與動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效（Dynamic strain aging，DSA）相結(jié)合的新型表面改性技術(shù)——熱激光沖擊強(qiáng)化（Warm laser shock peening，WLSP）。跟常規(guī)LSP 相比，WLSP不但能在試樣近表面誘導(dǎo)產(chǎn)生高密度的均勻位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)，更能產(chǎn)生具有高熱穩(wěn)定的壓縮殘余壓應(yīng)力（Compressive residual stress，CRS）層，進(jìn)一步改善材料性能[24]。Tang等[25]通過改變WLSP 和LSP 的試驗(yàn)順序，研究了DD6 高溫合金樣品搭配不同的表面處理工藝后CRS 響應(yīng)、強(qiáng)化和作用機(jī)理以及電化學(xué)腐蝕性能的變化；結(jié)果發(fā)現(xiàn)，單次WLSP+單次LSP 的表面處理工藝相比于其他工藝組合能形成更均勻、更密集以及覆蓋率更大的位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)，能有效防止CRS 的熱松弛。同時(shí)，大量位錯(cuò)也為元素的擴(kuò)散提供了通道，元素通過管道擴(kuò)散在試樣表面形成了多層氧化物結(jié)構(gòu)，有效提高DD6 高溫合金的電化學(xué)和熱腐蝕性能。除了熱，LSP 還能和極端低溫相結(jié)合，通過深冷激光沖擊強(qiáng)化（Cryogenic laser shock peening，CLSP）技術(shù)使材料表面產(chǎn)生劇烈的塑性變形并形成納米孿晶結(jié)構(gòu)，改善材料的切削性能、延長(zhǎng)刀具使用壽命等[10]。

而伴隨著增材制造（Additively manufactured，AM）技術(shù)的興起，LSP 也常被用作增材制造構(gòu)件的后處理工具。增材制造的構(gòu)件雖然具有許多優(yōu)點(diǎn)，可在制造傳統(tǒng)方法難以制造的復(fù)雜構(gòu)件時(shí)，激光引起的局部熱效應(yīng)可能會(huì)導(dǎo)致材料產(chǎn)生變形或其他缺陷，而LSP 技術(shù)則可以消除構(gòu)件內(nèi)的不均勻內(nèi)應(yīng)力并改變其微觀結(jié)構(gòu)。Hackel 等[26]報(bào)道了激光沖擊增材制造316L 不銹鋼的優(yōu)異疲勞壽命和強(qiáng)度，相比于普通增材制造試樣，LSP 處理試樣的疲勞壽命增大了6.3 倍。Kalentics 等[27]提出了一種通過中斷部件的增材制造過程，對(duì)未成形部件進(jìn)行LSP 處理，然后繼續(xù)進(jìn)行增材制造的交替制造方法來控制增材制造部件中的殘余應(yīng)力。該技術(shù)通過在AM 和LSP 機(jī)器之間交替移動(dòng)，將AM 組件的高拉伸應(yīng)力狀態(tài)轉(zhuǎn)換為壓縮殘余應(yīng)力狀態(tài)，改善了材料的力學(xué)性能。

近幾年，隨著材料科學(xué)和加工工藝的進(jìn)步，激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)的應(yīng)用逐漸擴(kuò)展至新材料領(lǐng)域。Cao 等[28]利用激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)成功地將局部塑性變形和殘余應(yīng)力引入到Zr 基金屬玻璃中，改善了材料的強(qiáng)韌性。Liang 等[29]研究了激光沖擊強(qiáng)化處理對(duì)Zr 基金屬玻璃室溫塑性和抗壓強(qiáng)度的影響，以及激光沖擊強(qiáng)化效應(yīng)對(duì)試樣尺寸的依賴性；結(jié)果表明，LSP 能有效改善材料性能，且LSP對(duì)Zr 基金屬玻璃試樣具有明顯尺寸依賴性；試樣越小，LSP 影響區(qū)體積分?jǐn)?shù)越大，LSP 效應(yīng)越大。Wei 等[30]發(fā)現(xiàn)激光沖擊強(qiáng)化Zr 基金屬玻璃的剪切帶與傳統(tǒng)剪切帶不同，在晶粒中引入了大量的弧形剪切帶，形成了可容納材料塑性變形的基本單元，且相比于其他金屬材料，Zr 基金屬玻璃在激光沖擊強(qiáng)化后有更深的塑性影響區(qū)，因此激光沖擊強(qiáng)化有望成為提高金屬玻璃延展性的有效方法；除了金屬玻璃，激光沖擊強(qiáng)化也被用于處理陶瓷表面，以改善其抵抗表面裂紋萌生的能力。Wang 等[31]利用激光沖擊在α–Al2O3陶瓷表面引入超1.2 mm 深的殘余壓應(yīng)力，顯著提高了α–Al2O3陶瓷抗壓痕開裂的能力。此外，Shukla 等[32]研究了激光沖擊處理對(duì)Al2O3裝甲陶瓷力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，材料的表面硬度增加了10%，維氏壓痕的缺陷尺寸也減小了10.5%，通過熒光法對(duì)Al2O3裝甲陶瓷表面的殘余應(yīng)力進(jìn)行驗(yàn)證，最大殘余應(yīng)力為–172 MPa，強(qiáng)化后的裝甲陶瓷性能有較大幅度的提升。

除了應(yīng)用領(lǐng)域的拓展，目前國(guó)內(nèi)激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)在近兩年也有全新突破，王建磊等[33]提出了一種輕便型激光沖擊強(qiáng)化裝置并申請(qǐng)了相關(guān)專利；整個(gè)激光沖擊強(qiáng)化設(shè)備分成裝置基座和總控制機(jī)器兩個(gè)部分，并實(shí)現(xiàn)了送水模塊和沖擊模塊的同步移動(dòng)，實(shí)現(xiàn)了裝置的輕量化、緊湊化、模塊化設(shè)計(jì)，極大提升了激光沖擊強(qiáng)化裝置對(duì)加工應(yīng)用場(chǎng)景的適宜性；可對(duì)飛行器等進(jìn)行激光沖擊強(qiáng)化預(yù)維修，實(shí)現(xiàn)大型結(jié)構(gòu)抗疲勞養(yǎng)護(hù)和維修驗(yàn)證。張文武等[34]還發(fā)明了一種可用于狹窄結(jié)構(gòu)表面處理的介入式激光沖擊強(qiáng)化裝置及方法，可用于管道內(nèi)腔、內(nèi)孔等狹窄空間表面處理的介入式激光沖擊強(qiáng)化裝置，拓展了現(xiàn)有激光沖擊強(qiáng)化裝置的應(yīng)用。

1.3 應(yīng)用前景

目前，LSP 的應(yīng)用大多集中于高價(jià)值、小體積部件（如航空構(gòu)件、髖關(guān)節(jié)植入物和生物醫(yī)學(xué)部件），而隨著激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)的不斷發(fā)展，未來激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)在多能場(chǎng)激光復(fù)合表面改性、面向現(xiàn)場(chǎng)的激光再制造、激光沖擊強(qiáng)化控形控性、激光表面改性智能化、激光表面微結(jié)構(gòu)化等技術(shù)領(lǐng)域[35]和汽車制造、船舶制造、生物醫(yī)療、核電等工業(yè)領(lǐng)域具有巨大的發(fā)展?jié)撃堋?/p>

但同時(shí)，相比于國(guó)外成熟的激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)體系，目前我國(guó)在激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)領(lǐng)域的研究還存在許多不足。由于我國(guó)激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)的研究起步較晚，因此在激光沖擊領(lǐng)域的基礎(chǔ)研究方面相對(duì)較弱。其次，目前只有美國(guó)擁有的成熟激光器設(shè)備，屬于對(duì)我國(guó)封鎖的敏感設(shè)備，同時(shí)其他核心部件也依賴進(jìn)口，國(guó)產(chǎn)激光器在可靠性及穩(wěn)定性方面存在差距，需不斷創(chuàng)新研制出高性能的激光器設(shè)備引領(lǐng)技術(shù)進(jìn)步。最后，國(guó)內(nèi)目前沒有形成規(guī)范的市場(chǎng)及行業(yè)標(biāo)準(zhǔn)，激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)的發(fā)展受到限制[36]。而想要打破現(xiàn)狀，需要政府進(jìn)行引導(dǎo)，頒布相關(guān)政策支持激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)的發(fā)展；同時(shí)鼓勵(lì)創(chuàng)新，研發(fā)具有自主知識(shí)產(chǎn)權(quán)的新型激光沖擊強(qiáng)化核心部件；協(xié)調(diào)相關(guān)專家制定激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)行業(yè)標(biāo)準(zhǔn)，并整合市場(chǎng)資源，加快完善市場(chǎng)生態(tài)；加強(qiáng)國(guó)際合作與交流，打造高水平的科研隊(duì)伍。

2 激光沖擊強(qiáng)化工藝介紹

激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)相比于其他傳統(tǒng)噴丸技術(shù)，優(yōu)勢(shì)在于利用了能量密度高、短脈沖的激光作為材料表面強(qiáng)化手段，通過引入劇烈的塑性變形、較深的梯度殘余應(yīng)力以及梯度納米結(jié)構(gòu)，從而提升材料的力學(xué)性能。本節(jié)將介紹激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)的原理以及強(qiáng)化機(jī)制，揭示其作用機(jī)理以及引入的殘余應(yīng)力和梯度納米結(jié)構(gòu)對(duì)材料性能的影響。

2.1 原理

激光沖擊強(qiáng)化本質(zhì)上是利用脈沖激光束誘導(dǎo)產(chǎn)生的超高壓沖擊波使材料表面在極短時(shí)間內(nèi)發(fā)生劇烈塑性變形。激光沖擊強(qiáng)化的原理示意如圖3所示[37]，在LSP 過程中，高能激光脈沖在擊中目標(biāo)樣品表面后，覆蓋在樣品表面的燒蝕涂層材料吸收激光能量進(jìn)而受熱蒸發(fā)，產(chǎn)生的蒸汽會(huì)繼續(xù)吸收激光能量，并最終轉(zhuǎn)化為等離子體。緊接著，等離子體發(fā)生膨脹，但其膨脹會(huì)受到燒蝕涂層材料上方透明約束層（如水、油、玻璃和石英等）的限制，進(jìn)而形成向目標(biāo)樣品傳播的高壓沖擊波[38]。其中，有透明約束層存在的燒蝕過程也稱為受限燒蝕，會(huì)對(duì)激光沖擊強(qiáng)化的壓力有很大影響。當(dāng)?shù)入x子體被一層對(duì)激光波長(zhǎng)透明的約束層限制時(shí)，壓力的大小與無限制條件（即露天）相比會(huì)增加5 倍甚至更多，這是因?yàn)槊荛]的介質(zhì)會(huì)阻礙等離子體向與目標(biāo)材料相反的方向膨脹，而經(jīng)由等離子膨脹形成的高壓沖擊波會(huì)在試樣表面引起劇烈的塑性變形并使晶粒細(xì)化，其中晶粒尺寸會(huì)隨深度逐漸遞增至初始晶粒尺寸。當(dāng)激光誘導(dǎo)產(chǎn)生的沖擊波峰值壓力大于材料的Hugoniot彈性極限（Hugoniot elastic limit，HEL）時(shí)，材料會(huì)沿深度方向發(fā)生梯度變化的塑性變形，進(jìn)而在材料表層區(qū)域誘發(fā)沿深度方向梯度變化的壓縮殘余應(yīng)力場(chǎng)[39]。為了能夠更好地調(diào)節(jié)LSP 誘發(fā)的殘余應(yīng)力大小和晶粒細(xì)化程度，選擇合理的LSP 工藝參數(shù)至關(guān)重要。LSP 的主要工藝參數(shù)包括光束參數(shù)和過程參數(shù)。其中光束參數(shù)包括激光類型、波長(zhǎng)、能量和能量密度分布、脈沖持續(xù)時(shí)間、頻率、光斑形狀和大小等；過程參數(shù)包括沖擊次數(shù)、單/雙面沖擊和搭接率等。

圖3 激光沖擊原理示意圖Fig.3 Schematic diagram of LSP

2.2 強(qiáng)化機(jī)制

2.2.1 殘余應(yīng)力

殘余應(yīng)力是構(gòu)件在機(jī)械加工或外部不均勻溫度場(chǎng)等作用下殘留在內(nèi)部自相平衡的內(nèi)應(yīng)力，殘余應(yīng)力在大多數(shù)情況下是有害的，會(huì)在構(gòu)件后續(xù)加工或變形過程中引發(fā)構(gòu)件的開裂和破壞。但經(jīng)由LSP 引入的梯度殘余壓應(yīng)力能有效改善材料的疲勞壽命和耐磨性能，其原因是經(jīng)由LSP引入的殘余壓應(yīng)力分布在材料表層，能有效抑制表面裂紋的形核和擴(kuò)展，同時(shí)通過耗散部分殘余壓應(yīng)力可使材料有效抵御外部載荷作用，提高材料的抗疲勞和耐磨性能。

LSP 誘發(fā)殘余應(yīng)力的實(shí)際深度通常取決于加工條件和材料性能，通常LSP 誘導(dǎo)產(chǎn)生的殘余應(yīng)力深度為0.5～1.0 mm，有時(shí)也可達(dá)到1.0 mm 以上。Dane 等[40]將LSP 處理的Inconel 718 合金產(chǎn)生的殘余應(yīng)力與常規(guī)噴丸的典型結(jié)果進(jìn)行了比較。結(jié)果顯示，經(jīng)由LSP 產(chǎn)生的殘余應(yīng)力場(chǎng)要比傳統(tǒng)的噴丸更深且應(yīng)力水平也更大。此外，不同的搭接率也會(huì)影響殘余應(yīng)力的均勻分布。Luo等[41]發(fā)現(xiàn)，隨著搭接率η的提高，材料沿表面的殘余應(yīng)力分布會(huì)更加均勻，如圖4（a）所示，通常認(rèn)為搭接率達(dá)到50%以上時(shí)，能夠獲得較為均勻的殘余應(yīng)力分布；同時(shí)搭接率越高，相同深度處對(duì)應(yīng)的殘余應(yīng)力也越大，如圖4（b）所示。

圖4 搭接率為30%、50%、70%和90%時(shí)的殘余應(yīng)力分布[41]Fig.4 Residual stress distribution at overlap rates of 30%,50%,70%,and 90%[41]

通常LSP 誘導(dǎo)產(chǎn)生的殘余壓應(yīng)力在塑性變形最劇烈的表面出現(xiàn)最大值，隨后沿著深度方向逐漸減小，但也有一部分材料其殘余應(yīng)力在亞表面達(dá)到峰值[42–43]。Mironov 等[44]開展了Ti–6Al–4V 合金的激光沖擊強(qiáng)化研究；結(jié)果發(fā)現(xiàn)，LSP 后材料內(nèi)部出現(xiàn)明顯的殘余壓應(yīng)力場(chǎng)，深度可達(dá)～1 mm，如圖5所示；其中不同沖擊次數(shù)下材料的殘余應(yīng)力輪廓基本一致，即表面處的殘余壓應(yīng)力不斷增大，最終在深度為200～700 μm 處達(dá)到峰值，然后隨深度增加殘余壓應(yīng)力逐漸消失。而這種具有亞表面峰值的殘余應(yīng)力分布可能與非均勻彈性卸載等引起的應(yīng)力再分配有關(guān)。

2.2.2 梯度納米結(jié)構(gòu)

對(duì)于金屬材料來說，LSP 過程不是一個(gè)熱過程，而是一個(gè)伴隨著顯微結(jié)構(gòu)和物相變化的力學(xué)過程。通過多種表征手段（TEM、SEM、XRD 等）可以對(duì)LSP 的微結(jié)構(gòu)演化進(jìn)行分析。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，LSP 能使材料內(nèi)部的位錯(cuò)密度顯著增加[45]。在TA1[46]和TC4[47]等材料的激光沖擊強(qiáng)化研究中也都發(fā)現(xiàn)了類似的規(guī)律。此外，LSP還可引起金屬表面的晶粒細(xì)化[48–50]。與未處理樣品的表層相比，經(jīng)過LSP處理的樣品表層會(huì)有更多的細(xì)化晶粒。由于LSP 過程的梯度特性，晶粒尺寸會(huì)隨距表面的距離增加而減小。究其原因，當(dāng)沖擊波傳播到樣品中時(shí)，其強(qiáng)度會(huì)隨深度逐漸衰減，導(dǎo)致應(yīng)變和應(yīng)變速率降低，最終使材料產(chǎn)生呈梯度變化的顯微結(jié)構(gòu)，如圖6所示[51]。在初始過程中，激光誘導(dǎo)的沖擊波傳播到材料中引起位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，然后在原始晶粒內(nèi)形成高密度位錯(cuò)和位錯(cuò)線（DL）（狀態(tài)I）。由于激光誘導(dǎo)的應(yīng)變和應(yīng)變速率隨著沖擊波時(shí)間的增加而增加，沿著位錯(cuò)平面和交叉滑移會(huì)產(chǎn)生位錯(cuò)滑移，從而使DLs 顯著積累[51]。

圖6 激光沖擊誘導(dǎo)TC6 鈦合金表面納米化過程示意圖[51]Fig.6 Schematic illustration showing surface nanocrystallization process of TC6 titanium alloy induced by LSP[51]

Wu 等[52]研究了LSP 采用不同搭接率對(duì)Mg–Al–Mn 合金力學(xué)性能的影響，并揭示了梯度納米結(jié)構(gòu)隨應(yīng)變率（深度）的變化機(jī)制；結(jié)果表明，相比于30%搭接率，50%搭接率的沖擊樣品具有更深的梯度層厚度以及相同深度下更小的晶粒尺寸，以上因素綜合作用使得50%搭接率的樣品具備更強(qiáng)的強(qiáng)韌性協(xié)同能力；同時(shí)，LSP 導(dǎo)致的塑性變形會(huì)隨深度逐漸衰減（應(yīng)變率逐漸下降），因此不同深度區(qū)域材料的塑性變形機(jī)制不同；在芯部區(qū)域，材料內(nèi)部會(huì)形成{102}<101>的變形孿晶及{0001}面上層錯(cuò)；在中部區(qū)域，變形孿晶和位錯(cuò)會(huì)平行于（102）孿晶面發(fā)生運(yùn)動(dòng)；在近表面的頂部區(qū)域，不連續(xù)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶最終使表面晶粒細(xì)化形成納米晶（圖7 和8）。

圖7 不同LSP 搭接率下Mg–Al–Mn 合金的強(qiáng)韌性曲線[52]Fig.7 Strength and ductility curves of Mg–Al–Mn alloy with different LSP overlap rates[52]

同時(shí)，Lu 等[48–50]還發(fā)現(xiàn)不同金屬材料的晶粒細(xì)化機(jī)制會(huì)因其層錯(cuò)能（Stacking fault energy，SFE）的高低而發(fā)生改變。對(duì)于SFE 較低的金屬材料，主導(dǎo)其晶粒細(xì)化機(jī)制的是變形孿生。Lu 等[49]發(fā)現(xiàn)，低SFE 材料在第1 次沖擊時(shí)會(huì)在某個(gè)方向發(fā)生塑性變形并產(chǎn)生變形孿晶（Mechanical twinnings，MTs）。這些互相平行的變形孿晶將粗晶粒分成薄片，緊接著第2 次LSP 沖擊將導(dǎo)致材料在另一個(gè)方向產(chǎn)生變形孿晶，這些變形孿晶與之前的孿晶相交，并將薄片細(xì)分為亞微米的菱形塊。第3 次LSP 沖擊后，隨著應(yīng)變和應(yīng)變速率繼續(xù)增大，將產(chǎn)生第3 個(gè)方向的變形孿晶，這些變形孿晶進(jìn)一步將菱形塊切割成亞微米的三角形塊。而為了降低體系總能量，被細(xì)分的亞微米級(jí)變形孿晶將逐漸變成亞晶界，并最終通過動(dòng)態(tài)再結(jié)晶轉(zhuǎn)變?yōu)榫Ы纭?duì)于高SFE 的金屬材料，由于在LSP過程中很難形成孿晶，因此位錯(cuò)滑移將主導(dǎo)其晶粒細(xì)化過程。高SFE 材料在LSP 沖擊過程中會(huì)產(chǎn)生大量位錯(cuò)，最終形成不同方向的位錯(cuò)纏結(jié)和位錯(cuò)壁，將粗晶切割成更小的部分。為了保證總能態(tài)最小化，位錯(cuò)線和位錯(cuò)壁會(huì)逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)閬喚Ы纾罱K變?yōu)榫Ы?。而在后續(xù)沖擊過程中，隨著塑性應(yīng)變的進(jìn)一步增大，上述晶粒細(xì)化機(jī)制將反復(fù)發(fā)生，并最終在材料內(nèi)部形成尺寸穩(wěn)定的細(xì)晶結(jié)構(gòu)。對(duì)于中等SFE 的金屬材料，由于SFE 適中，在LSP 過程中可能會(huì)同時(shí)發(fā)生位錯(cuò)滑移和孿生，因此晶粒細(xì)化機(jī)制更為復(fù)雜。

3 激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)對(duì)材料力學(xué)性能的影響

LSP 通過對(duì)材料表面進(jìn)行改性，形成了沿深度方向梯度分布的殘余應(yīng)力場(chǎng)和梯度納米晶粒結(jié)構(gòu)，這種結(jié)構(gòu)能有效改善材料性能，包括強(qiáng)韌性、抗疲勞性、耐磨性以及抗應(yīng)力腐蝕開裂能力。本節(jié)將就LSP 對(duì)材料力學(xué)性能的影響進(jìn)行介紹。

3.1 強(qiáng)韌性

對(duì)大多數(shù)金屬和合金材料而言，強(qiáng)度的提升通常伴隨著韌性的損失，即材料不能同時(shí)具有高強(qiáng)度和良好的韌性，表現(xiàn)為強(qiáng)韌性的倒置關(guān)系[53]。近年來，有研究發(fā)現(xiàn)梯度納米結(jié)構(gòu)可以有效地規(guī)避傳統(tǒng)金屬構(gòu)件強(qiáng)度和韌性之間的倒置關(guān)系[54–55]。根據(jù)Hall–Petch 關(guān)系[56]，當(dāng)晶粒尺寸越小時(shí)，材料強(qiáng)度越高。因此，LSP 處理后，當(dāng)表層晶粒通過不同的細(xì)化機(jī)制形成細(xì)晶結(jié)構(gòu)后，其強(qiáng)度高于未處理樣品。此外，更高的位錯(cuò)密度和變形孿晶的存在也會(huì)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，這也是材料強(qiáng)度上升的主要原因。其次，內(nèi)部粗晶區(qū)塑性變形能力好，能夠協(xié)調(diào)細(xì)晶區(qū)的塑性行為，提升材料變形協(xié)調(diào)能力以增強(qiáng)韌性。同時(shí)，部分金屬的孿生誘導(dǎo)塑性（Twinning induced plasticity，TWIP）和相變誘導(dǎo)塑性（Transformation induced plasticity，TRIP）機(jī)制也能為材料的塑性變形做出貢獻(xiàn)[57–58]。例如，F(xiàn)u 等[59]通過LSP 實(shí)現(xiàn)了CrFeCoNiMn0.75Cu0.25高熵合金強(qiáng)塑積的進(jìn)一步提升；從圖9（a）的深度顯微硬度分布圖可以看出，與未經(jīng)LSP 處理的樣品相比，經(jīng)LSP 處理的樣品硬度明顯提高，且隨著沖擊次數(shù)的增多而增大，其中硬度的梯度分布是由LSP 引起的塑性應(yīng)變的梯度特性決定的。激光誘導(dǎo)的沖擊波在向內(nèi)部傳播過程中強(qiáng)度逐漸衰減，使晶粒尺寸和位錯(cuò)密度呈梯度分布，從而使硬度呈梯度分布；從圖9（b）的應(yīng)力–應(yīng)變曲線也可以看出，LSP 試樣的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度都得到了提高，而韌性則有所下降，其中LSP 處理1 次的試樣（1–LSP）在強(qiáng)度大幅度提升的同時(shí)，韌性仍然保持在40%以上。Wu 等[52]同樣利用LSP 制備出沿深度方向的梯度納米結(jié)構(gòu)，使得梯度納米結(jié)構(gòu)AM50 鎂合金的極限抗拉強(qiáng)度提高約12%，拉伸塑性僅降低約3%，實(shí)現(xiàn)了強(qiáng)度和韌性的有機(jī)結(jié)合。其中變形孿晶、位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的共同作用是材料性能提升的關(guān)鍵之一。

圖9 LSP 前后CrFeCoNiMn0.75Cu0.25 高熵合金的力學(xué)性能[59]Fig.9 Mechanical properties of CrFeCoNiMn0.75Cu0.25 high entropy alloy before and after LSP[59]

3.2 抗疲勞性

激光沖擊強(qiáng)化產(chǎn)生的沖擊波能使材料產(chǎn)生顯著的殘余壓應(yīng)力場(chǎng)，而大量研究表明，殘余壓應(yīng)力可以有效提高金屬材料的疲勞壽命。

事實(shí)上，早期研究中就發(fā)現(xiàn)LSP會(huì)對(duì)材料的疲勞裂紋擴(kuò)展產(chǎn)生影響。早在1983年，Clauer 等[60]在2024–T3 鋁合金試樣的孔周圍以兩種不同的激光光斑形狀進(jìn)行LSP 處理，以研究不同光斑覆蓋情況對(duì)疲勞裂紋擴(kuò)展的影響。試驗(yàn)結(jié)果表明，兩種光斑形狀都能使材料的疲勞壽命增加，其中孔周圍采用激光全覆蓋方式處理的試樣的疲勞壽命比未處理試樣高約40 倍，而遠(yuǎn)離孔附近采用環(huán)形激光覆蓋方式的試樣疲勞壽命比未LSP 強(qiáng)化試樣高約3 倍。隨后，進(jìn)一步研究證明了LSP 能夠有效抑制已存在裂紋的疲勞開裂。研究發(fā)現(xiàn)，帶預(yù)制裂紋的LSP 試樣，其疲勞壽命與不帶預(yù)制裂紋的LSP 試樣相差不大。Hatamleh 等[61]研究了噴丸和激光沖擊強(qiáng)化對(duì)7075–T7351 鋁合金板材疲勞裂紋擴(kuò)展行為的影響。研究表明，相比于噴丸處理，激光沖擊強(qiáng)化后的試樣疲勞裂紋擴(kuò)展速度顯著降低，同時(shí)疲勞條紋的間距也較小，如圖10所示。Sanchez 等[62]對(duì)AA7075–T651 鋁合金進(jìn)行LSP 處理，使材料的整體疲勞壽命提升了兩個(gè)數(shù)量級(jí)。

圖10 不同表面強(qiáng)化處理方式的疲勞裂紋長(zhǎng)度與疲勞圈數(shù)關(guān)系曲線[61]Fig.10 Relation curves between fatigue crack length and fatigue cycle number under different surface strengthening treatments[61]

相關(guān)研究也發(fā)現(xiàn)LSP 引入的殘余應(yīng)力場(chǎng)能夠改變疲勞裂紋的萌生機(jī)制。試驗(yàn)表明，當(dāng)疲勞載荷小于材料屈服強(qiáng)度時(shí)，疲勞裂紋的萌生從表面第二相顆粒處轉(zhuǎn)移到受到局部應(yīng)力場(chǎng)影響的次表層晶界處。而當(dāng)疲勞載荷大于屈服強(qiáng)度時(shí)，由于受到過高的外加載荷及表面塑性應(yīng)變的影響，LSP 引起的殘余壓應(yīng)力迅速釋放，裂紋又重新開始在表面萌生，此時(shí)材料的疲勞壽命將退化到強(qiáng)化前的水平。

雖然LSP 能有效改善材料的抗疲勞性能，但隨著激光能量的增加，材料的疲勞壽命并不會(huì)一直增大。韓培培等[63]發(fā)現(xiàn)材料的殘余應(yīng)力與疲勞性能并非成正比，當(dāng)激光能量過大時(shí)，雖然能獲得更大的顯微硬度和殘余應(yīng)力，但劇烈的表面塑性變形可能會(huì)導(dǎo)致材料內(nèi)部出現(xiàn)微裂紋，降低材料疲勞壽命。因此，合理控制激光能量大小對(duì)獲得具有較好抗疲勞性能的構(gòu)件十分重要。

3.3 耐磨性能

材料的耐磨性與硬度密切相關(guān)，通常認(rèn)為耐磨性會(huì)隨著硬度的增大而提升。LSP 處理后表層晶粒的細(xì)化和位錯(cuò)密度的增加，會(huì)使表面硬度提高，而較高的硬度會(huì)增加試樣的承載能力，減少使用過程中的變形，從而降低磨損率，提高耐磨性[64–65]。經(jīng)過LSP 處理的40CrMo 鋼的耐磨性提高了27%，磨損行為從黏著磨損轉(zhuǎn)變?yōu)楦p微的溝槽狀磨粒磨損[66]。Hareharen 等[67]研究了選區(qū)激光熔融316L 不銹鋼在LSP 前后的耐磨性能，結(jié)果表明，LSP 使材料表層產(chǎn)生了嚴(yán)重的塑性變形，使表層晶粒細(xì)化并存在明顯的殘余壓應(yīng)力。最終，較高的表面硬度和殘余應(yīng)力使材料的顯微硬度提高了22%，拋光后的磨損率降低了26%，說明LSP 能顯著提升材料的耐磨性。Zhang 等[68]研究了AZ31B 鎂合金在LSP 前后的耐磨性，結(jié)果表明，與未處理的試樣相比，LSP 處理后試樣的摩擦損傷痕跡的最大寬度從540 μm 降至110 μm，說明LSP 能夠提高AZ31B 鎂合金的耐磨性。同時(shí)，不同的激光強(qiáng)度也會(huì)對(duì)材料的表面耐磨性產(chǎn)生影響。Ge 等[69]比較了不同激光強(qiáng)度對(duì)MgAl3Zn1合金耐磨性的影響，結(jié)果表明，當(dāng)激光強(qiáng)度增大，產(chǎn)生的沖擊波壓力越大，材料表面的硬度也將進(jìn)一步提升，最終使合金的耐磨性提高，材料在不同能量激光作用下的顯微硬度分布和平均磨損率如圖11所示。

圖11 MgAl3Zn1 合金用不同激光能量處理后的耐磨性能[69]Fig.11 Wear resistance of MgAl3Zn1 alloy treated with different laser energies[69]

除了傳統(tǒng)的LSP 技術(shù)外，Praveenkumar 等[70]還發(fā)現(xiàn)LSPwC能有效降低Ti–6Al–4V 合金的高溫耐磨性能，在高溫下，未處理的試樣表現(xiàn)為嚴(yán)重磨損和輕度氧化磨損機(jī)制，而LSPwC 樣品的磨損機(jī)制則表現(xiàn)為輕度磨損和嚴(yán)重氧化磨損機(jī)制，在10 N、20 N 和30 N 的負(fù)載條件下，LSPwC 樣品的磨損體積分?jǐn)?shù)下降了30.3%、19.58%和13.43%；通過掃描電鏡觀察，未處理試樣磨損后表面呈現(xiàn)出明顯的深溝槽、氧化層和分層結(jié)構(gòu)，而LSPwC 試樣磨損后表面更加光滑，并形成了氧化物板塊；說明高溫下穩(wěn)定存在的殘余應(yīng)力和加工硬化有助于摩擦氧化物的生成，能夠降低磨損率和磨損體積損失（圖12）。

圖12 未沖擊樣品和LSPwC 樣品在高溫下分別承受10 N、20 N 和30 N 的載荷時(shí)掃描電鏡下觀察到的磨損情況[70]Fig.12 Wear observed by SEM of the unimpacted and LSPwC samples under loadings of 10 N,20 N,and 30 N at high temperatures,respectively[70]

3.4 抗應(yīng)力腐蝕開裂

近年來，鎂鋁合金因其輕質(zhì)、高強(qiáng)的特性被廣泛應(yīng)用于航空、航海以及汽車制造等領(lǐng)域。但鎂鋁合金等輕合金材料的耐腐蝕性能較差，在外部應(yīng)力和腐蝕環(huán)境的共同作用下，很容易發(fā)生應(yīng)力腐蝕開裂（Stress corrosion cracking，SCC），限制其應(yīng)用范圍。通常來說發(fā)生應(yīng)力腐蝕開裂的必要條件包括易損性材料、外部拉應(yīng)力和腐蝕性環(huán)境。而LSP 可以誘導(dǎo)形成有益的殘余壓應(yīng)力和加工硬化的表面層，顯著提高金屬材料的抗SCC 能力。

Telang 等[71]在四硫酸鹽溶液中通過慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)研究了LSP 對(duì)Inconel 600 合金抗SCC 性能的影響，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，未處理試樣敏感性指數(shù)為0.88，經(jīng)LSP 處理試樣的敏感性指數(shù)降至0.26，說明LSP可以顯著提高Inconel 600 合金的抗SCC 性能。Wan 等[14]利用LSP 研究了鎳基合金600 焊接接頭的耐腐蝕性，并從殘余應(yīng)力和微觀組織演變的角度分析了其腐蝕機(jī)理；結(jié)果表明，LSP 處理使焊件的電化學(xué)腐蝕速率下降了81%，SCC 敏感性下降了14%，說明LSP 可顯著提高鎳基合金焊接接頭的抗SCC 性能；通過XRD和TEM 觀測(cè)了LSP 前后材料的殘余應(yīng)力及微結(jié)構(gòu)的變化，發(fā)現(xiàn)材料SCC 性能提升主要?dú)w因于LSP 引起的殘余壓應(yīng)力和高密度的位錯(cuò)纏結(jié)（圖13）。

除了早期的研究外，目前也有許多研究證明了LSP 對(duì)抗SCC 的積極影響。例如，Wei 等[72]證明了LSP處理可以降低AISI 304 不銹鋼的SCC 敏感性，經(jīng)LSP 處理的樣品在15% NaCl+0.6 mol/L H2SO4的腐蝕環(huán)境中，其SCC 敏感因子從1.759 降至1.394。Lisenko 等[73]也發(fā)現(xiàn)LSP能顯著提高280 黃銅的抗SCC 能力；在Mattsson 溶液（用于評(píng)價(jià)銅鋅合金應(yīng)力腐蝕斷裂靈敏性的溶液）中暴露48 h 后，經(jīng)LSP 處理的U 型彎曲樣品只有一條細(xì)微裂紋，遠(yuǎn)小于未處理試樣，對(duì)比如圖14所示。此外，Wang 等[74]和Ermakova 等[75]均發(fā)現(xiàn)LSP 處理可提高材料的抗SCC 能力。Xiong 等[76]在前人研究成果的基礎(chǔ)上，將LSP 與微弧氧化技術(shù)相結(jié)合對(duì)AZ31 鎂合金進(jìn)行處理，進(jìn)一步提高了AZ31 鎂合金的抗SCC 性能。

圖14 在Mattsson 溶液中暴露48 h 后280 銅彎曲試樣的光學(xué)顯微鏡圖像[73]Fig.14 Optical microscopy images of brass 280 U–bent samples after 48 h exposure to Mattsson’s solution[73]

4 激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)的多尺度模擬研究

自激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)問世以來，大量試驗(yàn)研究已經(jīng)證明了激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)可有效改善材料的力學(xué)性能。其中不同材料類型和激光工藝參數(shù)都對(duì)材料的強(qiáng)化效果產(chǎn)生影響，因此要想獲得某種材料的最佳工藝參數(shù)需要開展大量沖擊試驗(yàn)進(jìn)行研究，而這無疑會(huì)耗費(fèi)大量的時(shí)間和資源。因此，為探究LSP 工藝參數(shù)對(duì)材料力學(xué)性能的影響，優(yōu)化LSP 工藝，大量學(xué)者針對(duì)激光沖擊強(qiáng)化過程及強(qiáng)化后材料的宏觀力學(xué)響應(yīng)開展了宏觀尺度上的有限元模擬研究。然而，激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)作為一種復(fù)雜的材料加工處理工藝，僅依靠宏觀模擬方法很難揭示其微觀強(qiáng)化機(jī)理并對(duì)材料疲勞壽命進(jìn)行精準(zhǔn)預(yù)測(cè)?；诖?，有學(xué)者通過開展更微觀尺度上的激光沖擊強(qiáng)化模擬研究，從更微觀的角度解析其強(qiáng)化本質(zhì)，為激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)的工程應(yīng)用提供理論支撐。本節(jié)擬從不同尺度綜述激光沖擊強(qiáng)化的模擬研究成果，從宏觀、介觀、細(xì)觀、微觀、納觀5 個(gè)尺度對(duì)激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)的模擬研究進(jìn)行介紹。其中不同尺度之間的關(guān)系可見圖15。

圖15 多尺度方法示意圖Fig.15 Schematic diagram of cross-scale approach

4.1 宏觀尺度

激光沖擊作用在樣品表面表現(xiàn)為時(shí)間極短的動(dòng)態(tài)載荷，此時(shí)無法用常規(guī)靜屈服強(qiáng)度去判定材料塑性變形的出現(xiàn)，因此對(duì)應(yīng)的塑性屈服準(zhǔn)則發(fā)生了變化。在1990年，F(xiàn)abbro 等[77]對(duì)激光誘導(dǎo)等離子體進(jìn)行了研究，并基于激光誘導(dǎo)等離子體的物理和機(jī)械行為，分3 步描述了LSP 過程，據(jù)此建立了等離子體峰值壓力P的公式，即

式中，I0為激光功率密度；α為相互作用效率；Z是材料與限制介質(zhì)之間的減振阻抗。Ballard 等[78]于1991年首次建立了LSP 后材料殘余應(yīng)力場(chǎng)的解析模型。通常認(rèn)為材料中的塑性變形主要取決于HEL，而HEL 的取值又與動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度相關(guān)[79]。

Lapostolle 等[80]開發(fā)出一種1D模型，可快速預(yù)估激光沖擊引起的彈塑性應(yīng)力波的傳播以及由此產(chǎn)生的殘余應(yīng)力場(chǎng)，該模型基于單軸應(yīng)變假設(shè)，忽略了光斑邊緣的應(yīng)力波影響，并利用應(yīng)力波造成的塑性應(yīng)變，使用基于本征應(yīng)變的方法計(jì)算殘余應(yīng)力場(chǎng)；模擬結(jié)果如圖16所示，與3D有限元結(jié)果相比，該方法對(duì)于大直徑光斑尺寸（大于2 mm）和大厚度尺寸（10 mm 以上的）的模型預(yù)測(cè)效果更好。

圖16 1D 和3D 模型不同光斑直徑和厚度的模擬結(jié)果對(duì)比[80]Fig.16 Comparison of simulation results for different spot diameters and thicknesses between 1D and 3D models[80]

此外，也有學(xué)者利用有限元方法研究了激光沖擊對(duì)材料力學(xué)性能的影響。Peyre 等[81]將沖擊波流體動(dòng)力學(xué)和應(yīng)變率相關(guān)的力學(xué)行為結(jié)合，利用有限元方法研究了工藝參數(shù)對(duì)激光沖擊誘導(dǎo)殘余應(yīng)力場(chǎng)的影響。吳鄭浩等[82]利用Johnson–Cook 動(dòng)態(tài)塑性本構(gòu)模型模擬激光沖擊強(qiáng)化的過程，對(duì)強(qiáng)化后的2024 航空鋁合金葉片的振動(dòng)特性進(jìn)行了研究；結(jié)果表明，在模型中引入激光沖擊強(qiáng)化產(chǎn)生的殘余應(yīng)力與梯度納米結(jié)構(gòu)會(huì)使2024 鋁合金葉片的振動(dòng)特性發(fā)生改變，其中，殘余應(yīng)力對(duì)振動(dòng)特性影響更為顯著；其次，在目標(biāo)振型最大應(yīng)力所在的區(qū)域進(jìn)行激光沖擊強(qiáng)化能夠最大程度地改善葉片的振動(dòng)特性。Xiang 等[83]利用有限元方法研究了不同掃描圖案、搭接率和光斑形狀對(duì)7050 鋁合金激光沖擊強(qiáng)化后的殘余應(yīng)力以及位移變形的影響，得到了相應(yīng)的關(guān)聯(lián)規(guī)律，如圖17所示；結(jié)果表明，掃描圖案對(duì)殘余應(yīng)力的分布影響很大，其中蛇形路徑可以產(chǎn)生更深的殘余應(yīng)力和更均勻的變形；其次，在空間能量輸入一致的前提下，光斑形狀對(duì)沖擊的影響很?。欢啾扔?0%的搭接率，50%和70%的搭接率則能使激光沖擊產(chǎn)生更深和更高水平的殘余應(yīng)力。此外，Xu等[84]還利用有限元模擬和試驗(yàn)驗(yàn)證，研究了表面曲率對(duì)316L 奧氏體不銹鋼激光沖擊強(qiáng)化后殘余應(yīng)力分布的影響。

圖17 不同工藝對(duì)激光沖擊強(qiáng)化的影響[83]Fig.17 Effect of different processes on laser impact strengthening[83]

4.2 介觀尺度

盡管目前已有大量宏觀模型和理論用以描述激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)以及強(qiáng)化后材料的力學(xué)性能，但由于LSP 過程是一個(gè)復(fù)雜的微結(jié)構(gòu)演化過程，常規(guī)宏觀方法難以描述。應(yīng)變梯度理論能夠考慮材料在介觀尺度下的尺寸效應(yīng)和反常塑性行為，因此有學(xué)者通過應(yīng)力梯度理論研究了材料的激光沖擊強(qiáng)化行為。Zhao等[85]從試驗(yàn)、本構(gòu)建模、仿真模擬3個(gè)方面系統(tǒng)地研究了激光沖擊強(qiáng)化Ti–6Al–4V 合金的拉伸行為，并揭示了LSP 引起的非均勻殘余應(yīng)力場(chǎng)和晶粒尺寸對(duì)材料拉伸性能的影響，模擬結(jié)果如圖18所示；試驗(yàn)結(jié)果表明，LSP 有效地細(xì)化了表面晶粒（表層形成納米晶，平均晶粒尺寸從次表層到內(nèi)部由1 μm 增大到5 μm），并在試樣表面形成了最高可達(dá)600 MPa 的殘余壓應(yīng)力。Zhao 等[85]考慮了晶體納米結(jié)構(gòu)材料的晶粒尺寸和塑性應(yīng)變梯度效應(yīng)，發(fā)展了基于位錯(cuò)密度及LSP 技術(shù)作用效果的本構(gòu)模型；模型很好地描述了激光沖擊強(qiáng)化前后材料的單軸拉伸力學(xué)響應(yīng)并揭示了LSP 處理后Ti–6Al–4V 合金在應(yīng)變硬化階段出現(xiàn)過早屈服、屈服強(qiáng)度下降和流動(dòng)強(qiáng)度提高的原因。吳鄭浩[86]則利用基于細(xì)觀機(jī)制的應(yīng)變梯度框架模擬了LSP 強(qiáng)化前后7075鋁合金材料的單軸拉伸力學(xué)行為，并與試驗(yàn)結(jié)果對(duì)比獲得了優(yōu)異的模擬效果，如圖19所示。

圖18 LSP 處理前后Ti–6Al–4V 合金的模擬和試驗(yàn)結(jié)果[85]Fig.18 Simulation and experimental results of Ti–6Al–4V alloy before and after LSP treatment[85]

圖19 激光沖擊7075 鋁合金強(qiáng)化單軸拉伸試驗(yàn)及模擬結(jié)果[86]Fig.19 Experimental and simulation results of uniaxial tensile enhancement of 7075 aluminum alloy by LSP[86]

4.3 細(xì)觀尺度

晶體塑性有限元方法（Crystal plasticity finite element method，CPFEM）可建立具體的晶粒拓?fù)浣Y(jié)構(gòu)，因此在模擬晶粒形貌相關(guān)的梯度晶粒結(jié)構(gòu)材料方面具有獨(dú)特的優(yōu)勢(shì)。晶體塑性有限元法基于材料的微結(jié)構(gòu)演化，描述晶體內(nèi)部位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)等對(duì)塑性變形的貢獻(xiàn)，從而建立材料微結(jié)構(gòu)與宏觀性能之間的聯(lián)系。但限于激光沖擊強(qiáng)化的超高應(yīng)變率，目前采用晶體塑性有限元開展激光沖擊強(qiáng)化過程模擬的研究較少，大多側(cè)重于強(qiáng)化后材料的力學(xué)響應(yīng)的研究。Lu等[87]在晶體塑性本構(gòu)框架中考慮了晶粒尺寸相關(guān)的流動(dòng)應(yīng)力（Hall–Petch 效應(yīng)）和位錯(cuò)密度演化方程，并引入了表面納米晶長(zhǎng)大機(jī)制和損傷演化模型研究了梯度納米結(jié)構(gòu)銅的單拉力學(xué)響應(yīng)。隨后，Lu 等[88]針對(duì)表面納米化TWIP 鋼（孿生誘發(fā)塑性鋼）還建立了考慮位錯(cuò)與孿生機(jī)制的晶體塑性本構(gòu)模型，并引入晶粒尺寸效應(yīng)對(duì)具有梯度晶粒、位錯(cuò)和孿晶的3 種復(fù)合梯度微結(jié)構(gòu)TWIP 鋼開展單軸拉伸變形模擬，揭示了微結(jié)構(gòu)演化與宏觀性能之間的關(guān)系，并量化了不同梯度結(jié)構(gòu)對(duì)材料強(qiáng)塑性的貢獻(xiàn)。同時(shí)，Lyu 等[89]和Hamid[90]等利用晶體塑性有限元方法研究了不同晶粒梯度分布規(guī)律的多晶IF 鋼的單軸拉伸響應(yīng)，并在模型中同時(shí)考慮了由于梯度結(jié)構(gòu)引起的應(yīng)力梯度和應(yīng)變梯度效應(yīng)。Zhang 等[91]建立了一個(gè)考慮位錯(cuò)和晶界間交互作用的非局部晶體塑性有限元模型；其中考慮位錯(cuò)穿透晶界引起的位錯(cuò)空間重分布現(xiàn)象，非局部特征引入了位錯(cuò)流動(dòng)項(xiàng)；如圖20所示，考慮了位錯(cuò)流動(dòng)時(shí)，表層細(xì)晶區(qū)存在更多晶界，位錯(cuò)和晶界交互作用更加劇烈且更容易發(fā)生位錯(cuò)塞積現(xiàn)象，體現(xiàn)在云圖上則表現(xiàn)為不同層的應(yīng)力和位錯(cuò)密度呈梯度變化。

圖20 真實(shí)應(yīng)變約為5%時(shí)考慮和不考慮位錯(cuò)流動(dòng)時(shí)的云圖和各層的演化曲線[91]Fig.20 Contours and evolution curves of each layer with and without dislocation flux at the true strain of about 5%[91]

通過晶體塑性有限元方法，有學(xué)者還建立了微結(jié)構(gòu)演化與材料疲勞性能的關(guān)聯(lián)[92]。Przybyla 和McDowell 建立了基于微結(jié)構(gòu)演化的CPFEM 模型，評(píng)估了合金元素[93]、夾雜物[94]、幾何特征[95]和加載條件[96]等微結(jié)構(gòu)對(duì)材料疲勞壽命的影響。Manonukul 等[97]還提出了以晶體塑性有限元方法為基礎(chǔ)，將模擬計(jì)算得到材料的疲勞指示因子（Fatigue indicator parameters，F(xiàn)IP）作為裂紋萌生或裂紋擴(kuò)展的驅(qū)動(dòng)指標(biāo)，并以此對(duì)鎳基C263 合金的疲勞壽命進(jìn)行預(yù)測(cè)，結(jié)果如圖21所示，預(yù)測(cè)結(jié)果與試驗(yàn)具有良好的匹配效果。此方法也被證實(shí)可有效預(yù)測(cè)鎳基合金[98–99]、鋁合金[100–101]、鋼[102–103]等金屬材料的疲勞壽命（重點(diǎn)體現(xiàn)晶體塑性的特點(diǎn)、晶粒結(jié)構(gòu)、梯度微結(jié)構(gòu)）。

圖21 不同溫度下鎳基C263 合金低周疲勞的塑性應(yīng)變幅與循環(huán)失效壽命關(guān)系的預(yù)測(cè)結(jié)果[97]Fig.21 Prediction results of the relationship between plastic strain amplitude and cyclic failure life of nickel-based C263 alloy under low cycle fatigue at different temperatures[97]

4.4 微觀尺度

伴隨著微觀理論的發(fā)展以及計(jì)算機(jī)計(jì)算能力的提升，位錯(cuò)動(dòng)力學(xué)（Discrete dislocation dynamic，DDD）和分子動(dòng)力學(xué)（molecular dynamics，MD）迅速發(fā)展起來。作為微觀尺度下的模擬手段，DDD 基于位錯(cuò)理論通過追蹤位錯(cuò)線的動(dòng)態(tài)演化從本質(zhì)上來模擬材料的塑性行為。Cheng 等[104]采用多尺度位錯(cuò)動(dòng)態(tài)塑性（Multi-scale dislocation dynamic plasticity，MDDP）模擬方法預(yù)測(cè)了LSP 過程中硅晶體的位錯(cuò)結(jié)構(gòu)和應(yīng)力應(yīng)變分布。Shehadeh 等[105]采用離散位錯(cuò)動(dòng)力學(xué)和有限元分析相結(jié)合的塑性多尺度模型模擬了銅和鋁單晶在沖擊載荷作用下的變形過程；研究了應(yīng)變速率、沖擊脈沖持續(xù)時(shí)間和非線性彈性性能對(duì)結(jié)構(gòu)的影響；揭示了位錯(cuò)微帶和弱位錯(cuò)胞的形成機(jī)制，并研究了位錯(cuò)的局部密度特征和瞬時(shí)位錯(cuò)速度的分布。Zhou 等[106]發(fā)現(xiàn)鋁合金的屈服強(qiáng)度隨著初始位錯(cuò)密度的增加而降低，表明在LSP 的超高應(yīng)變速率變形下，林位錯(cuò)強(qiáng)化可以忽略不計(jì)。此外，Zhou 等[107]基于MD 得到的位錯(cuò)遷移系數(shù)，建立了鎳和鐵的位錯(cuò)動(dòng)力學(xué)模型，結(jié)果表明，隨著溫度的降低，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)速度增大。激光沖擊誘發(fā)的超高應(yīng)變速率可以通過促進(jìn)位錯(cuò)增殖和抑制位錯(cuò)湮滅來有效地提高位錯(cuò)密度。Lu 等[108]在離散位錯(cuò)動(dòng)力學(xué)框架內(nèi)建立了位錯(cuò)可穿透晶界的梯度納米晶模型，模擬結(jié)果表明，GNG 試樣的屈服應(yīng)力和包辛格效應(yīng)均大于混合物法則計(jì)算的值，表明梯度結(jié)構(gòu)引起了協(xié)同強(qiáng)化；相關(guān)微觀結(jié)構(gòu)演化結(jié)果表明，位錯(cuò)最初在較大晶粒中形核和滑移，然后逐漸傳播到較小晶粒中。此外，Lu 等[109]還在GNG 多晶模引入了不同的殘余應(yīng)力分布；模擬結(jié)果表明，殘余應(yīng)力的分布對(duì)拉伸應(yīng)力–應(yīng)變曲線有顯著影響；對(duì)于同時(shí)存在壓、拉殘余應(yīng)力的GNG 試樣，其流動(dòng)應(yīng)力先低于無殘余應(yīng)力的試樣，最終高于無殘余應(yīng)力的試樣，這是殘余應(yīng)力和梯度晶結(jié)構(gòu)共同作用的結(jié)果；位錯(cuò)線的演化表明，試樣亞表面初始拉伸殘余應(yīng)力能夠促進(jìn)位錯(cuò)活動(dòng)，從而導(dǎo)致整體屈服應(yīng)力的降低；而試樣最表層的殘余壓應(yīng)力抑制了其他區(qū)域的位錯(cuò)激活和增殖，最終導(dǎo)致試樣的流動(dòng)應(yīng)力高于無殘余應(yīng)力時(shí)的流動(dòng)應(yīng)力，如圖22所示。

圖22 有、無殘余應(yīng)力試樣在不同應(yīng)變下的位錯(cuò)結(jié)構(gòu)[109]Fig.22 Dislocation structure of samples with and without residual stress at different strains[109]

4.5 納觀尺度

分子動(dòng)力學(xué)方法具有時(shí)間尺度短，空間尺寸小，應(yīng)變率大的特點(diǎn)[110]，因此可用于研究極短時(shí)間尺度下材料的沖擊動(dòng)態(tài)力學(xué)響應(yīng)與微結(jié)構(gòu)演化。在分子動(dòng)力學(xué)模擬中，有3 種方法可誘導(dǎo)沖擊波的產(chǎn)生：（1）收縮性邊界條件法。通過收縮邊界產(chǎn)生由兩側(cè)向內(nèi)部傳播的沖擊波，常用在流體沖擊波的模擬。（2）對(duì)稱碰撞法。通過材料與飛片發(fā)生碰撞來產(chǎn)生沖擊波。（3）活塞法。通過將邊界處一定層數(shù)的原子作為活塞來誘導(dǎo)沖擊波的產(chǎn)生。在金屬材料的模擬中，常采用活塞法來進(jìn)行激光沖擊的分子動(dòng)力學(xué)模擬，在高于雨貢紐彈性極限（HEL）時(shí)，由于彈、塑性雙波結(jié)構(gòu)的產(chǎn)生，沖擊強(qiáng)化材料可分為5 個(gè)區(qū)域，即活塞區(qū)、塑性區(qū)、彈塑性區(qū)、彈性區(qū)和未受沖擊區(qū)，如圖23所示。

圖23 活塞法沖擊強(qiáng)化材料的結(jié)構(gòu)分區(qū)示意圖[117]Fig.23 Schematic diagram of structural zoning for impact strengthening materials by the piston method[117]

目前，已有大量學(xué)者開展了針對(duì)各種金屬體系的激光沖擊強(qiáng)化分子動(dòng)力學(xué)模擬研究。例如，Meng 等[111]研究了激光沖擊波在Al–Cu 合金中的傳播過程，發(fā)現(xiàn)沖擊速度和沖擊壓力均隨溫度升高而減小，并且溫度會(huì)影響擴(kuò)展位錯(cuò)的形成和演化。Xiong等[112]研究了銅單晶受沖擊壓縮的彈塑性雙波結(jié)構(gòu)，指出由沖擊波引起的缺陷形態(tài)表現(xiàn)出明顯的取向依賴性。陳亞洲等[113]發(fā)現(xiàn)在激光沖擊過程中純鈦內(nèi)部產(chǎn)生了孿生變形，變形孿晶生長(zhǎng)經(jīng)歷了沿垂直加載方向生長(zhǎng)、無序生長(zhǎng)、形成孿晶柵3 個(gè)過程，得到了彈塑性波分離的雙波結(jié)構(gòu)。徐高峰等[114]研究了激光沖擊純鈦的溫度效應(yīng)，指出在深冷條件下（77 K），沖擊波的速度高于常溫條件，能夠產(chǎn)生穩(wěn)定的彈、塑性雙波結(jié)構(gòu)，產(chǎn)生的高密度堆垛層錯(cuò)會(huì)釘扎位錯(cuò)，從而實(shí)現(xiàn)材料的強(qiáng)化。Germann等[115]發(fā)現(xiàn)在某些沖擊方向下，在波陣面附近由于原子面間的彈性振動(dòng)產(chǎn)生了獨(dú)立的波列。Bringa 等[116]發(fā)現(xiàn)激光沖擊產(chǎn)生的高應(yīng)力會(huì)阻礙晶界運(yùn)動(dòng)，限制了材料的軟化。杜欣等[117]在誘導(dǎo)沖擊波產(chǎn)生后，將模型兩端固定，中心區(qū)域采用NVE 系綜使沖擊波在模型內(nèi)充分傳播，以達(dá)到保載的目的，保載過程中沖擊波經(jīng)歷了多次反射的過程；在全局應(yīng)力達(dá)到平穩(wěn)水平時(shí)認(rèn)為保載完成，隨后取消模型兩端約束，在NVE 系綜下弛豫以達(dá)到卸載的目的，當(dāng)全局應(yīng)力為0 時(shí)認(rèn)為卸載完成；卸載之后發(fā)現(xiàn)，在沖擊表面產(chǎn)生了殘余壓應(yīng)力，芯部產(chǎn)生了殘余拉應(yīng)力，并且由于沖擊波的反射，造成了殘余應(yīng)力表現(xiàn)出雙向沖擊的分布情況。此外，卸載之后位錯(cuò)密度同樣表現(xiàn)出沿深度先增加后減小的梯度分布情況。但是，由于沖擊波的反復(fù)反射導(dǎo)致塑性變形中缺陷的動(dòng)態(tài)回復(fù)，造成了卸載后的位錯(cuò)密度大小較沖擊過程有所減小（圖24）。

圖24 激光沖擊強(qiáng)化后的位錯(cuò)密度和殘余應(yīng)力σxx 沿深度分布曲線[117]Fig.24 Evolution of dislocation density and residual stress σxx with depth after LSP[117]

Xiong 等[112]發(fā)現(xiàn)當(dāng)沿[001]方向?qū)Σ牧线M(jìn)行沖擊時(shí)會(huì)發(fā)生壓力誘導(dǎo)的FCC–BCC 的相變過程，如圖25所示。該相變過程首先需要相鄰的兩個(gè)FCC 晶胞中包含一個(gè)體心四方（Body-centered tetragon，BCT）結(jié)構(gòu)，如圖26所示[117]。隨后，在沿[100]方向進(jìn)行沖擊時(shí)，由于沖擊波高壓作用導(dǎo)致FCC 結(jié)構(gòu)中BCT 晶胞的高度從a壓縮至與其橫向長(zhǎng)度相同，使得BCT 結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)锽CC 結(jié)構(gòu)，進(jìn)而表現(xiàn)出FCC 結(jié)構(gòu)向BCC 中間相轉(zhuǎn)變的現(xiàn)象。

圖25 沿[001]晶向沖擊時(shí)的微結(jié)構(gòu)演化[113]Fig.25 Microstructure evolution upon impact along the[001]direction[113]

圖26 FCC 結(jié)構(gòu)中的BCT 結(jié)構(gòu)示意圖[117]Fig.26 Schematic diagram of BCT structure in FCC[117]

4.6 不同尺度下的模擬差異

前面介紹了不同尺度下的多尺度模擬結(jié)果，但實(shí)際上不同尺度的模擬手段各有優(yōu)劣，以下將列表對(duì)比不同研究手段之間的差異，揭示多尺度模擬的強(qiáng)化本質(zhì)，如表1所示。

表1 激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)多尺度模擬方法的差異Table 1 Differences of simulation methods for LSP at different scales

5 結(jié)論

激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)發(fā)展至今，因其優(yōu)異的強(qiáng)化效果被廣泛應(yīng)用于各個(gè)領(lǐng)域，為提高構(gòu)件抗疲勞性和抗應(yīng)力腐蝕開裂等力學(xué)性能提供了可靠有效的途徑。本文針對(duì)激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)的發(fā)展、工藝性能和多尺度模擬進(jìn)行了綜述，結(jié)論如下。

（1）激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)作為一種新型表面改性技術(shù)，具有強(qiáng)化效果好、可操作性強(qiáng)和適應(yīng)性好等優(yōu)勢(shì)，因此被廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域。而隨著科學(xué)技術(shù)的發(fā)展，激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)愈發(fā)成熟，應(yīng)用范圍也更加廣泛，逐漸擴(kuò)展出新式改良的激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)，同時(shí)也逐漸被應(yīng)用于金屬玻璃、陶瓷等新材料領(lǐng)域。未來隨著激光系統(tǒng)的發(fā)展，激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)有望應(yīng)用于更復(fù)雜的環(huán)境，應(yīng)對(duì)更嚴(yán)苛的要求，充分發(fā)揮該技術(shù)的表面強(qiáng)化優(yōu)勢(shì)。

（2）激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)的本質(zhì)是利用強(qiáng)激光束產(chǎn)生的等離子沖擊波對(duì)材料表面施加沖擊載荷進(jìn)而誘發(fā)劇烈的塑性變形，經(jīng)由塑性變形產(chǎn)生的壓縮殘余應(yīng)力場(chǎng)和梯度納米結(jié)構(gòu)則是保障其強(qiáng)化性能的關(guān)鍵，對(duì)材料的力學(xué)性能有十分重要的影響。而通過設(shè)置更加合理的激光沖擊工藝參數(shù)則有望使材料獲得更佳的力學(xué)性能，因此如何規(guī)范激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)的工藝參數(shù)將是決定其強(qiáng)化效果的關(guān)鍵因素。

（3）激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)能有效改善材料的強(qiáng)韌性、抗疲勞性、耐磨性和抗應(yīng)力腐蝕開裂能力。相比于傳統(tǒng)表面改性技術(shù)，激光沖擊的能量密度更大，能產(chǎn)生更大的殘余應(yīng)力場(chǎng)，有效抵抗外部應(yīng)力的作用；其次，梯度納米結(jié)構(gòu)在提高材料表面硬度的同時(shí)，還增強(qiáng)了材料的塑性變形協(xié)調(diào)能力，幫助其突破傳統(tǒng)材料的強(qiáng)韌性瓶頸。

（4）激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)的多尺度模擬從宏觀、介觀、細(xì)觀、微觀、納觀5 個(gè)尺度揭示該強(qiáng)化技術(shù)的本質(zhì)。而隨著激光沖擊技術(shù)的模擬愈發(fā)具體，相關(guān)演化機(jī)制也愈發(fā)明晰，從而可以從更微觀的角度揭示激光沖擊強(qiáng)化的過程及強(qiáng)化機(jī)理，為未來激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)的工藝參數(shù)設(shè)計(jì)提供理論指導(dǎo)。同時(shí)，多尺度的模擬研究也有望搭建起與多尺度試驗(yàn)測(cè)試之間的橋梁，將不同尺度下的試驗(yàn)和模擬關(guān)聯(lián)起來，為未來跨尺度的模擬研究打下基礎(chǔ)。此外，由于小尺度下的模擬計(jì)算往往會(huì)受到計(jì)算機(jī)的算力限制，因此未來激光沖擊強(qiáng)化的多尺度模擬可與機(jī)器學(xué)習(xí)關(guān)聯(lián)，構(gòu)建新的計(jì)算體系，創(chuàng)造更多成果。