楊 輝，駱學(xué)濤，尹 佳，王夢澤，胡彥華

（中航西安飛機(jī)工業(yè)集團(tuán)股份有限公司，西安 710089）

鋁合金材料因具有比強(qiáng)度高、密度低和耐腐蝕等優(yōu)點(diǎn)而被廣泛應(yīng)用于國民經(jīng)濟(jì)的各個(gè)領(lǐng)域，如航空航天、交通運(yùn)輸以及汽車制造等。近年來隨著航空工業(yè)的飛速發(fā)展，新一代飛行器對(duì)材料的性能也提出了更高的要求，如高強(qiáng)度、高韌性和良好的抗疲勞性能等。因此，為了滿足對(duì)材料的要求，一些性能優(yōu)異的新型號(hào)鋁合金被陸續(xù)研發(fā)出來。Al–Zn–Mg–Cu 系鋁合金由于其強(qiáng)度在硬鋁中是最高的，因此又叫超硬鋁。在國內(nèi)超硬鋁主要是指7×××系鋁合金，主要特點(diǎn)是強(qiáng)度高、抗剝落腐蝕性好及具有良好的抗應(yīng)力腐蝕能力[1–2]。7B50 鋁合金在7050 鋁合金的基礎(chǔ)上提高了Cu 元素含量以及Zn/Mg比，具有良好的綜合性能，因而被廣泛用于制造飛機(jī)壁板、框架等部件[3–5]。

現(xiàn)代飛機(jī)工業(yè)的主要問題之一是需要同時(shí)保證運(yùn)輸飛機(jī)的可靠性、高耐久性、輕量性和經(jīng)濟(jì)效率。為了獲得這些特性，需要在飛機(jī)設(shè)計(jì)階段保證結(jié)構(gòu)損傷容限?；谌毕菘赡艽嬖谟谌魏谓Y(jié)構(gòu)并隨使用而擴(kuò)展的假設(shè)的工程設(shè)計(jì)方法在航空航天工程中普遍使用，通過應(yīng)用斷裂力學(xué)原理來管理裂紋的擴(kuò)展。因此，對(duì)宏觀裂紋成核后裂紋擴(kuò)展速率的預(yù)測是構(gòu)件壽命損傷容限評(píng)估的一個(gè)重要方面。由于大多數(shù)疲勞裂紋是在表面萌生的，因此抑制表面裂紋萌生和調(diào)節(jié)早期裂紋擴(kuò)展是提高疲勞性能的一個(gè)有效方法。在金屬構(gòu)件中，噴丸處理被廣泛用于這一目的。許多研究證明了噴丸強(qiáng)化的積極作用，普遍認(rèn)為這是由于在材料的次表層中引入了壓縮殘余應(yīng)力[6–9]?？蒲腥藛T針對(duì)噴丸強(qiáng)化工藝對(duì)材料性能的影響已經(jīng)開展了廣泛而深入的研究，如高攀等[10]研究了2024–T351 鋁合金噴丸強(qiáng)化后在疲勞過程中的殘余應(yīng)力松弛規(guī)律，并在此基礎(chǔ)上提出了一種新的殘余應(yīng)力松弛模型；卜嘉利等[11]研究了不同噴丸強(qiáng)度對(duì)TC17 鈦合金疲勞性能的影響，發(fā)現(xiàn)噴丸后疲勞壽命的提高主要?dú)w結(jié)于表層殘余壓應(yīng)力及高密度位錯(cuò)抑制了疲勞裂紋萌生與擴(kuò)展；高文杰等[12]對(duì)A356 鋁合金進(jìn)行噴丸處理，研究了不同噴丸時(shí)間和溫度對(duì)鋁合金材料力學(xué)性能和金相組織的影響。另外，一些科研人員也研究了噴丸處理對(duì)材料疲勞裂紋擴(kuò)展性能的影響，如王成等[13]通過聯(lián)合三維有限元模型和對(duì)稱胞元噴丸有限元模型，開發(fā)了一套多步驟數(shù)值模擬方法對(duì)噴丸強(qiáng)化后的AISI304 不銹鋼疲勞裂紋擴(kuò)展行為進(jìn)行研究。研究結(jié)果表明，噴丸處理對(duì)于提高材料的性能有很大幫助。但由于噴丸工藝參數(shù)較多，大多數(shù)研究重點(diǎn)聚焦于噴丸后引入的殘余壓應(yīng)力對(duì)材料性能的影響。噴丸覆蓋率作為噴丸工藝中的一個(gè)重要參數(shù)，其對(duì)疲勞裂紋擴(kuò)展性能的影響卻很少有人研究。鑒于此，本文采用兩種不同噴丸覆蓋率對(duì)7B50–T7751鋁合金進(jìn)行表面強(qiáng)化處理，并對(duì)其表面完整性進(jìn)行表征，研究其對(duì)疲勞裂紋擴(kuò)展性能的影響。本研究有望在實(shí)際生產(chǎn)過程中為優(yōu)化噴丸工藝參數(shù)提供借鑒與參考。

1 試驗(yàn)

1.1 試樣制備

本試驗(yàn)采用7B50–T7751鋁合金，由純Al、純Zn、純Mg、Al–Cu 及Al–Zr 中間合金等原料配比熔煉而成，化學(xué)成分見表1。根據(jù)國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 6398—2017《金屬材料疲勞試驗(yàn)疲勞裂紋擴(kuò)展方法》確定疲勞裂紋擴(kuò)展試驗(yàn)試樣幾何尺寸，如圖1所示。在試驗(yàn)件加工過程中，要求機(jī)加工缺口位于中心線±0.15 mm 以內(nèi)，試驗(yàn)件表面的平行度為±0.05 mm，試驗(yàn)件表面的平面度不大于0.05 mm。疲勞試樣采用銑削加工方式，中間試樣缺口采用線切割加工方式。

圖1 疲勞裂紋擴(kuò)展試樣幾何尺寸（mm）Fig.1 Geometric dimensions of fatigue crack growth specimen(mm)

表1 7B50–T7751鋁合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of 7B50–T7751 aluminum alloy（mass fraction） %

1.2 噴丸處理

采用氣動(dòng)式噴丸機(jī)和陶瓷丸對(duì)疲勞裂紋擴(kuò)展試樣的上下表面進(jìn)行噴丸強(qiáng)化處理。具體噴丸參數(shù)為：彈丸直徑0.425 mm、噴丸距離500 mm、噴丸流量8 kg/min、噴嘴的移動(dòng)速度3 m/min、噴丸強(qiáng)度0.12 mmA。分別采用100%與300%兩種噴丸覆蓋率，研究噴丸覆蓋率對(duì)7B50–T7751鋁合金疲勞裂紋擴(kuò)展性能的影響。

1.3 試驗(yàn)方法

為了更加全面地分析噴丸處理對(duì)疲勞裂紋擴(kuò)展性能的影響，在進(jìn)行疲勞裂紋擴(kuò)展試驗(yàn)前分別對(duì)未經(jīng)噴丸處理與噴丸處理后的試樣進(jìn)行表面完整性表征。具體操作為采用日立TM4000PLUS 臺(tái)式掃描電鏡對(duì)噴丸前后的表面形貌特征進(jìn)行分析表征。采用馬爾MarSurf XT20 表面粗糙度測試與分析系統(tǒng)測量噴丸前后的表面粗糙度變化。使用FEM–8000 自動(dòng)顯微硬度測試系統(tǒng)沿深度方向測量試樣表層顯微硬度，測量時(shí)使用的壓力載荷為25 gf，保載時(shí)間為10 s。為了分析噴丸前后試樣表層殘余應(yīng)力沿深度變化趨勢，采用LXRD MG2000殘余應(yīng)力測試分析系統(tǒng)對(duì)試樣表層殘余應(yīng)力進(jìn)行測量。為了獲得試樣不同深度殘余應(yīng)力值，采用化學(xué)腐蝕方法對(duì)試樣表層進(jìn)行剝層處理，化學(xué)腐蝕配方為：氫氧化鈉（NaOH）、硫化鈉（Na2S）、三乙醇胺（C6H15NO3）分別按200 g、20 g 和35 mL 的比例加入到1 L 蒸餾水中。

疲勞裂紋擴(kuò)展試驗(yàn)在島津EHFEV101k2–040–1A電液伺服疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，在室溫下采用正弦波對(duì)試驗(yàn)件進(jìn)行疲勞加載，施加的最大載荷為P=13 kN，應(yīng)力比R=0.06，頻率f=15 Hz。在試驗(yàn)過程中，疲勞裂紋每擴(kuò)展0.25 mm 記錄一次裂紋的長度與相應(yīng)的循環(huán)周次。試驗(yàn)結(jié)束后，對(duì)疲勞斷口進(jìn)行超聲清洗后在干燥的環(huán)境中進(jìn)行保存，使用日立TM4000PLUS 臺(tái)式掃描電鏡對(duì)疲勞斷口形貌進(jìn)行觀察。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 表面形貌

圖2 為未噴丸強(qiáng)化處理和噴丸強(qiáng)化處理后試樣表面形貌。由圖2（a）可知，未經(jīng)處理的試樣表面可以觀察到明顯的波浪狀加工刀痕。由圖2（b）可知，經(jīng)過噴丸覆蓋率為100%表面強(qiáng)化處理后，試樣表面加工刀痕在彈丸的撞擊作用下消失，可觀察到火山形的凹坑遍布于試樣表面，此時(shí)凹坑的深度較淺，主要是由于彈丸撞擊試樣表面，能量被吸收，材料產(chǎn)生塑性流動(dòng)，呈現(xiàn)局部凹陷和突出[14]，同時(shí)也發(fā)現(xiàn)在試樣表面還存在著少量的微觀缺陷，如微裂紋、劃痕等。由圖2（c）可知，經(jīng)過噴丸覆蓋率為300%表面強(qiáng)化處理后，隨著噴丸覆蓋率的提高，彈丸反復(fù)撞擊試樣表面，此時(shí)凹坑的深度更大、更明顯，試樣表面出現(xiàn)碎屑，同時(shí)表面微觀缺陷（微裂紋等）逐漸增多。

圖2 未噴丸和噴丸處理試樣表面形貌Fig.2 Surface morphology of untreated and shot peened specimens

2.2 表面粗糙度

圖3 為噴丸前后疲勞裂紋擴(kuò)展試樣表面粗糙度Ra值的變化。未處理試樣、噴丸覆蓋率100%和300%試樣表面粗糙度Ra值分別為2.29 μm、1.83 μm 和1.95 μm?？芍噍^于未處理試樣，覆蓋率為100%和300%噴丸后試樣表面的粗糙度分別下降了20.1%和14.8%。這主要是由于噴丸后，試樣表面的原始加工刀痕在彈丸反復(fù)撞擊作用下消失，試樣表面變得平緩，使粗糙度降低，圖2 也印證了這一觀點(diǎn)。

圖3 未噴丸和噴丸處理試樣表面粗糙度Fig.3 Surface roughness of unpeened and shot peened specimens

另外，隨著噴丸覆蓋率的升高，表面粗糙度Ra值也增加，這是因?yàn)楫?dāng)表面的加工刀痕被彈丸撞擊消除后，繼續(xù)增加噴丸覆蓋率會(huì)使平緩的試樣表面產(chǎn)生塑性變形，導(dǎo)致材料表面出現(xiàn)凹陷和突出，提高了材料的表面粗糙度。

2.3 橫截面形貌

圖4 為經(jīng)過科勒溶液腐蝕后的未處理試樣與不同噴丸覆蓋率試樣橫截面微觀結(jié)構(gòu)圖。由圖4（a）可以觀察到，未處理試樣的橫截面表層微觀結(jié)構(gòu)清晰，粗大的晶粒沿軋制方向呈片層狀分布，試樣表面起伏的加工刀痕清晰可見。經(jīng)過噴丸覆蓋率為100%表面強(qiáng)化處理后，如圖4（b）所示，試樣表層微觀結(jié)構(gòu)發(fā)生嚴(yán)重塑性變形，塑性變形層的厚度約為7 μm，隨著深度的增加，變形程度逐漸降低。塑性變形層內(nèi)粗大的晶粒在彈丸的反復(fù)撞擊下產(chǎn)生大量位錯(cuò)，位錯(cuò)不斷滑移、堆積和纏繞，發(fā)展形成位錯(cuò)纏結(jié)和位錯(cuò)墻并逐漸分割原始粗大晶粒，最終使晶粒細(xì)化。圖4（c）是噴丸覆蓋率為300%表面強(qiáng)化后試樣的橫截面微觀結(jié)構(gòu)，可見，隨著噴丸覆蓋率的提高，彈丸反復(fù)撞擊會(huì)使試樣表面塑性變形層的厚度增加約9 μm，而且由于細(xì)化后的晶粒尺寸較小，可能達(dá)到納米級(jí)，因此很難分辨出晶界的具體位置。

圖4 未處理和噴丸處理試樣橫截面顯微結(jié)構(gòu)變化Fig.4 Changes in the cross-sectional microstructure of untreated and shot peened specimens

2.4 表層顯微硬度分布

對(duì)未處理試樣和噴丸處理后的試樣進(jìn)行顯微硬度測試，在每個(gè)深度下取3 個(gè)值的平均值作為測試結(jié)果。圖5 為未處理和不同噴丸覆蓋率處理后試樣表層顯微硬度沿深度方向變化趨勢?？芍?，相較于未處理試樣，噴丸處理會(huì)提高試樣表層的顯微硬度。噴丸后材料表面發(fā)生循環(huán)塑性變形，表層晶粒內(nèi)產(chǎn)生大量位錯(cuò)，位錯(cuò)發(fā)生滑移、塞積，形成高密度的位錯(cuò)纏結(jié)和位錯(cuò)墻，從而增大了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)阻力，使材料表面產(chǎn)生具有一定深度的加工硬化層。當(dāng)裂紋擴(kuò)展試樣表面分別經(jīng)過噴丸覆蓋率為100%和300%表面強(qiáng)化處理后，試樣表面的顯微硬度值由未處理的166.7HV0.025分別上升到186.24HV0.025和192.83HV0.025，相較于未處理試樣分別提高了11.7%和15.7%。另外，由圖5 可知噴丸處理后試樣表層的顯微硬度值隨著深度的增加而遞減，當(dāng)距試樣表面深度約為290 μm 時(shí)，噴丸處理后試樣的顯微硬度值趨于基體顯微硬度。

圖5 未處理和噴丸處理試樣顯微硬度沿深度方向變化Fig.5 Variation of microhardness along depth direction of untreated and shot peened specimens

2.5 殘余應(yīng)力

圖6 為噴丸處理前后試樣表層殘余應(yīng)力沿深度方向變化趨勢?？芍?jīng)過噴丸強(qiáng)化處理后，試樣表層殘余應(yīng)力呈“勺型”分布，噴丸后在試樣表面引入壓縮殘余應(yīng)力，隨著距離表層深度的增加，壓縮殘余應(yīng)力逐漸增大，當(dāng)壓縮殘余應(yīng)力達(dá)到最大值后逐漸降低。當(dāng)噴丸覆蓋率為100%時(shí)，表面壓縮殘余應(yīng)力為–264 MPa；當(dāng)噴丸覆蓋率提高到300%時(shí)，試樣表面的殘余應(yīng)力為–345.7 MPa。另外，由圖6 可知，噴丸覆蓋率由100%提高到300%時(shí)，在試樣表層產(chǎn)生的最大壓縮殘余應(yīng)力由–324 MPa 上升到–368 MPa，且對(duì)應(yīng)的最大壓縮殘余應(yīng)力深度由152 μm 增加到176 μm 左右。噴丸后產(chǎn)生的高密度位錯(cuò)等晶體缺陷可引起高幅殘余壓應(yīng)力，這是提高疲勞極限和降低疲勞間隙靈敏度的主要因素[15–17]。

圖6 未處理和噴丸處理試樣沿深度方向殘余應(yīng)力變化Fig.6 Variation of residual stress along the depth direction of untreated and shot peened specimens

3 分析及討論

3.1 裂紋擴(kuò)展壽命

圖7 為噴丸前后試樣的裂紋長度與疲勞裂紋擴(kuò)展壽命的關(guān)系曲線圖。可知，經(jīng)表面噴丸強(qiáng)化處理試樣的疲勞裂紋擴(kuò)展壽命高于未處理試樣，主要是壓縮殘余應(yīng)力與高密度位錯(cuò)相互作用的結(jié)果，噴丸在試樣表面引入壓縮殘余應(yīng)力部分抵消外加載荷，降低了平均應(yīng)力水平，從而提高了疲勞裂紋擴(kuò)展壽命[18]。當(dāng)疲勞裂紋長度為26 mm 時(shí)，未處理試樣疲勞裂紋擴(kuò)展壽命為227235周次；噴丸覆蓋率為100%疲勞試樣的裂紋擴(kuò)展壽命為252301 周次；噴丸覆蓋率為300%疲勞試樣裂紋擴(kuò)展壽命為279484 周次。相較于未處理試樣，噴丸覆蓋率為100%和300%疲勞試樣的疲勞裂紋擴(kuò)展壽命分別提高了11%和23%。噴丸覆蓋率為300%的試樣裂紋擴(kuò)展壽命最高，主要是由于在裂紋擴(kuò)展初始階段，噴丸覆蓋率為300%試樣的壓縮殘余應(yīng)力最大，位錯(cuò)排列高度纏結(jié)致密所引起的晶粒細(xì)化最明顯。

圖7 未處理和噴丸處理試樣疲勞裂紋擴(kuò)展壽命Fig.7 Fatigue crack growth life of untreated and shot peened specimens

3.2 裂紋擴(kuò)展速率

裂紋擴(kuò)展的本質(zhì)是材料內(nèi)在疲勞抗力與外在驅(qū)動(dòng)力之間的抗衡。與裂紋擴(kuò)展驅(qū)動(dòng)力相關(guān)的參量有很多，如應(yīng)力強(qiáng)度因子幅ΔK、裂紋尖端張開位移幅ΔCTOD和J積分幅ΔJ，它們均與裂紋擴(kuò)展速率之間存在一定的關(guān)系。目前在工程上得到廣泛應(yīng)用的是Paris 公式[19]，即

式中，a為裂紋長度；N為循環(huán)周次；C和m為試驗(yàn)擬合參數(shù)。

如圖8所示，采用割線法計(jì)算裂紋擴(kuò)展速率，lgda/lgdN–lgΔK符合線性關(guān)系。可知，在裂紋擴(kuò)展初期，未處理試樣與噴丸處理試樣的裂紋擴(kuò)展速率存在差異，經(jīng)過噴丸強(qiáng)化處理的疲勞裂紋擴(kuò)展試樣的裂紋擴(kuò)展速率明顯低于未處理試樣，尤其是噴丸覆蓋率為300%的試樣。這主要是由于在裂紋擴(kuò)展初期，疲勞裂紋較短，噴丸強(qiáng)化處理在材料表層引入的壓縮殘余應(yīng)力未被大幅度釋放，經(jīng)過噴丸強(qiáng)化處理后，一方面在材料表層引入壓縮殘余應(yīng)力，壓縮殘余應(yīng)力抵消了部分外載荷，降低了裂紋擴(kuò)展有效驅(qū)動(dòng)力。另外，噴丸處理也降低了試驗(yàn)件的表面粗糙度，通常認(rèn)為粗糙度越大，會(huì)導(dǎo)致的材料局部應(yīng)力集中越大，因此較低的表面粗糙度會(huì)降低試樣的裂紋擴(kuò)展速率。另一方面，噴丸處理在材料表層產(chǎn)生較大的塑性變形，材料表層晶粒內(nèi)產(chǎn)生大量位錯(cuò)，位錯(cuò)經(jīng)過不斷增殖、纏結(jié)進(jìn)而將原始粗大晶粒分割成細(xì)小的亞晶粒，根據(jù)霍爾–佩奇關(guān)系可知，晶粒越小，材料的強(qiáng)度越大，產(chǎn)生的疲勞裂紋擴(kuò)展抗力越大。另外，晶粒越小，晶界百分比越大，當(dāng)疲勞裂紋通過晶界時(shí)會(huì)消耗掉更多能量，因此也會(huì)降低材料的疲勞裂紋擴(kuò)展速率。隨著裂紋長度的增加，引入的壓縮殘余應(yīng)力逐漸被釋放，噴丸處理試樣和未處理試樣的裂紋擴(kuò)展速率逐漸趨于一致，直至最終剩余材料會(huì)因不能承受疲勞載荷而斷裂。

圖8 未處理和噴丸處理試樣裂紋擴(kuò)展速率Fig.8 Crack growth rate of untreated and shot peened specimens

3.3 疲勞斷口

通常來說，疲勞斷口形貌是材料漸進(jìn)破壞的直接結(jié)果。圖9 為未處理試樣和噴丸處理試樣疲勞斷口SEM圖。由圖9（a）和（c）可知，在靠近疲勞裂紋初始階段，沿裂紋擴(kuò)展方向，試樣的疲勞斷口呈現(xiàn)“河流狀”花樣，同時(shí)在預(yù)制缺口附近發(fā)現(xiàn)未處理試樣和噴丸處理試樣存在多處疲勞裂紋源（箭頭所示）。圖9（b）和（d）分別為圖9（a）和（c）的局部放大圖，圖9（b）顯示未處理試樣靠近疲勞源處存在解理臺(tái)階和撕裂棱。這是由于近表面處同時(shí)產(chǎn)生了許多解理小裂紋，小裂紋不斷生長，成為解理小平面，而各連接部分發(fā)生較大的塑性變形，形成了撕裂棱。圖9（d）顯示經(jīng)過噴丸處理后，在材料近表面可以觀察到明顯的一層噴丸影響區(qū)，同時(shí)也觀察到了解理臺(tái)階和撕裂棱，與未處理試樣相比，噴丸處理試樣的解理臺(tái)階相對(duì)較小。

圖9 未處理與噴丸處理試樣疲勞斷口SEM 圖Fig.9 SEM images of fatigue fracture of untreated and shot peened specimens

4 結(jié)論

采用不同噴丸覆蓋率對(duì)7B50–T7751鋁合金進(jìn)行表面強(qiáng)化處理，并對(duì)強(qiáng)化處理后的試樣進(jìn)行疲勞裂紋擴(kuò)展試驗(yàn)，研究不同噴丸覆蓋率對(duì)裂紋擴(kuò)展性能的影響，得到以下結(jié)論。

（1）噴丸降低了材料的表面粗糙度，提高了材料的表面顯微硬度，當(dāng)噴丸覆蓋率為100%和300%時(shí)，表面粗糙度Ra值和顯微硬度值分別為1.83 μm、1.95 μm 和186.24HV0.025、192.83HV0.025。

（2）噴丸后在材料表層引入了一層有益的壓縮殘余應(yīng)力層，壓縮殘余應(yīng)力最大值為–368 MPa，達(dá)到表面強(qiáng)化效果。

（3）噴丸提高了材料的疲勞裂紋擴(kuò)展壽命，降低了材料的裂紋擴(kuò)展速率，300%噴丸覆蓋率的疲勞裂紋擴(kuò)展壽命提高幅度可達(dá)23%。

（4）未處理試樣和噴丸處理試樣的疲勞斷口呈現(xiàn)多處裂紋源，并伴有解理特征。