Ti-6Al-4V鈦合金陶瓷濕噴丸表面強化微觀組織與疲勞性能

陳國清，田唐永，張新華，李志強，周文龍

(1.大連理工大學 材料科學與工程學院，大連 116085；2.北京航空制造工程研究所，北京 100024)

Ti-6Al-4V合金是一種 α+β雙相鈦合金，約占目前所用鈦合金產品的60%，廣泛應用于航空航天領域。由于Ti-6Al-4V合金硬度低、耐磨性差、抗疲勞性能低，因此，采用噴丸強化已成為Ti-6Al-4V合金結構件重要的表面處理方法。噴丸強化可以改變材料表面的應力狀態，提高材料的疲勞強度和抗應力腐蝕能力及微動疲勞抗力，已在很多金屬如鋼鐵、鎂合金、不銹鋼等材料中廣泛采用[1?4]。目前，對鈦合金的噴丸強化已有較多研究，高玉魁[5]研究了玻璃丸介質下的干噴丸對TC4合金組織結構的影響；溫愛玲等[6]采用延長噴丸時間的高能噴丸法使TC4合金表面納米化來提高其疲勞強度；FENG等[7]研究了鑄鋼丸介質下的干噴丸對TC4-DT鈦合金殘余應力場及表面粗糙度的影響；JIANG等[8]研究了鑄鋼丸介質下的噴丸及二次噴丸方法對Ti-6Al-4V合金四點彎曲疲勞性能的影響；王欣等[9]采用新型陶瓷彈丸介質的干噴丸，在鈦合金Ti60表面獲得了較小的表面粗糙度和較好的殘余應力場，使其疲勞壽命提高了4倍。上述研究均采用的是不同噴丸介質下的干噴丸表面處理，干噴丸是彈丸和試件的直接接觸，對材料表面損傷較大，很大程度上增加了表面粗糙度，限制了材料性能的進一步提高。此外，干噴丸會產生粉塵污染，工作環境差。

濕噴丸表面強化是近年來發展起來的一種新型噴丸技術，與干噴丸相比，濕噴丸將噴丸介質置于液體中，使零件表面形成一層液膜，起到減少摩擦和表面冷卻的效果，對材料表面起到很好的保護作用；彈丸可以隨液體回收，避免粉塵污染，還能提高彈丸和噴嘴的耐用性。陶瓷丸[10]強度高、韌性好、硬度大、破碎率低，且光整、清潔，生產率高，被公認為是節能環保的噴丸介質。目前，Ti-6Al-4V合金的陶瓷濕噴丸強化工藝尚未見報道。本文作者對比分析陶瓷濕噴丸前后Ti-6Al-4V合金表面微觀組織及性能變化。

1 實驗

實驗所用噴丸設備為JY?120WB液體噴丸機，磨液為陶瓷丸和水，陶瓷丸型號B40，規格250～425 μm，其物理性能見表1。噴丸強度0.15 mmN，噴丸時間21 s，覆蓋率 100%。實驗所需材料為板狀退火軋制態Ti-6Al-4V 合金，其 σb=1 043 MPa，σ0.2=1 036 MPa，試樣尺寸為30 mm×30 mm×3 mm。表面形貌及微觀組織分別通過 OM、SEM、TEM 進行觀察。采用PHILIPS CM200透射電子顯微鏡觀察微觀組織，加速電壓200 kV。TEM 樣品制備如下：線切割成 0.5 mm薄片，用砂紙磨到50 μm，用5%高氯酸+95%酒精電解液雙噴電解拋光，電解電壓 75V，最后用 LGB?1型離子減薄機減薄，制得TEM樣品。

表1 陶瓷丸物理性質Table 1 Physical properties of ceramic pills

采用DHV?1000型數顯顯微維氏硬度測量硬度，測量載荷500 g，保荷時間15 s。

表面粗糙度采用 ZYGO 表面輪廓儀(Newview5022型)測量，在每個試樣中心局部區域測3個點，然后取平均值，測量參數為：物鏡 10倍，room=1.0，掃描長度 2 μm，像素 640×480，30 Hz。殘余應力在X?350A X射線應力測試儀上測量，測試點位置在試塊中心點，采用電解拋光逐層剝除法測定殘余應力沿板厚方向的分布曲線，并對試驗測定值進行必要的修正及非線性擬合，測量方法為：側傾固定Ψ法，Ψ角選0°、45°，Cu Kα輻射，衍射晶面(213)，2θ掃描范圍 136°～146°，管電壓 22 kV，管電流 6 mA。

疲勞性能測試在 SDS?100電液伺服疲勞試驗機上進行，條件應力循環次數 2×106，應力比 0.1，頻率20 Hz，正弦波。疲勞試樣尺寸如圖1所示。

圖1 Ti-6Al-4V合金疲勞試試樣形狀與尺寸Fig.1 Shape and size of Ti-6Al-4V sample used in fatigue test (unit: mm)

2 結果與討論

2.1 濕噴丸對Ti-6Al-4V合金微觀組織的影響

圖2所示為濕噴丸前后的金相組織。由圖2可見，噴丸前平均晶粒尺寸在10 μm左右，α與β相成等軸狀均勻分布，β相晶界清晰(見圖2(a))，而噴丸后表層晶粒相對基體發生了壓縮變形而變長，呈現一定的擇優取向，且晶界模糊不清，噴丸影響層在100～150 μm之間(見圖2(b))，這是由于表層組織在高速陶瓷丸粒反復撞擊下，產生劇烈的循環塑性變形；距表層越遠，受噴丸影響越小，晶粒變形也越小。

圖3所示為噴丸后表層深度在25 μm左右的TEM像。由圖3可見，經濕噴丸后，材料表面產生劇烈塑性變形，晶粒內部產生大量位錯，隨著噴丸的進行，位錯開始滑移，形成位錯墻，發生位錯纏結，并形成很多不規則的位錯胞(見圖3(a)箭頭所示)。圖3(b)中所選區域電子衍射斑點變成環狀，表明所選區域內有多個晶粒和亞晶粒共存，晶粒尺寸相對噴丸前顯著細化，且晶粒為等軸狀，各個晶粒之間具有隨機的大角度晶體學取向差，屬于大角度晶界。根據高玉魁[5]、王敏等[11]的研究結果，晶粒細化是由位錯運動、孿晶形成及交割共同作用的結果，當位錯增加、運動并塞積到一定程度后，產生的內應力達到機械孿生變形的臨界分切應力時，便會產生單系孿晶，隨著應變量的增加便會產生多系孿晶，孿晶之間相互交割使晶粒細化。陶瓷濕噴丸使材料表面晶粒得到細化，這對提高材料的耐磨性和疲勞強度非常有利。

圖2 噴丸前后的金相組織Fig.2 Metallographic structures of samples before (a)and after (b)shot peening

圖3 噴丸后的TEM像Fig.3 TEM images of sample after shot peening: (a)Dislocation cells; (b)Superfine grain

圖4所示為噴丸前后的XRD譜。由圖4可見，噴丸試樣的衍射峰變寬，表明噴丸后晶粒發生了一定的細化，內部位錯密度增加，這與 TEM 和金相觀察結果相一致；噴丸后衍射峰向左偏移，表明試樣內部存在一定的殘余壓應力。從衍射峰還可以看出，α相的(101)晶面的寬化最為顯著。這是因為Ti-6Al-4V合金中的 α相最多，β相相對較少，當變形時 α相的(101)晶面為主要滑移面，相對其他滑移面滑移難度較小，此晶面滑移所造成的晶粒細化效果相對較大，故Bragg衍射峰寬化最為顯著。另外，還可以看出噴丸前(100)是主峰，經過噴丸以后(101)成為主峰，表明經過噴丸后基面織構由(100)向(101)轉變。

圖4 濕噴丸前后XRD譜Fig.4 XRD patterns of samples before and after shot peening

2.2 濕噴丸對顯微硬度和表面粗糙度的影響

圖5所示為濕噴丸后樣品硬度沿層深分布。由圖5可見，濕噴丸后材料表面硬度有初始的330HV，提高到416HV，提高了26%，且硬度沿層深逐漸較小，最后到基體硬度，曲線趨于平滑，噴丸的影響層深為100～150 μm，與微觀組織觀察相一致。噴丸后顯微硬度的增加是試樣近表層晶粒細化程度和組織的形變強化程度共同作用所致。受陶瓷濕噴丸的影響，晶粒發生了細化，產生細晶強化，使表面硬度提高。距表層越遠，受噴丸影響越小，塑性變形量也越小，從而使加工硬化程度減小，硬度也迅速下降到基體硬度。與溫愛玲等[6]的研究相比，濕噴丸后樣品的表面硬度比高能噴丸2 h后樣品的表面硬度高15HV左右，與高能噴丸8 h后樣品的表面硬度相當。這說明濕噴丸在細化表層組織、提高材料硬度方面取得了良好效果。由于濕噴丸時間為21 s，相對高能噴丸時間較短，所以影響層深相對也就較小，但在一定程度上，隨著濕噴丸時間的增加，材料表層硬度會提高，影響層深也會加大。

圖5 濕噴丸后樣品硬度沿層深分布Fig.5 Surface microhardness distribution of samples after wet shot peening

圖6 噴丸前后樣品的表面粗糙度Fig.6 Surface roughness of samples: (a)Before shot peening; (b)After shot peening

圖7 噴丸前后樣品表面的SEM像Fig.7 SEM images of surface of samples: (a)Before shot peening; (b)After shot peening

圖6所示為噴丸前后表面粗糙度測量結果。由圖6可見，原始表面粗糙度為0.35 μm，經噴丸后表面粗糙度為 0.48 μm，提高了 37.1%。與 JIANG 等[8]、TSUJI等[12]采用干噴丸方法得到的表面粗糙度(1.3和1.75 μm)相比，濕噴丸后的表面粗糙度值比干噴丸后的表面粗糙度低一個數量級，采用濕噴丸可以獲得更好的表面質量。圖7所示為濕噴丸前后的表面 SEM像。結合圖6和7可知，噴丸前試件表面相對比較平滑，噴丸后試件表面變得凹凸不平，形成很多凸起和凹坑，使得試件表面粗糙度增加。表面粗糙度增加會使殘余壓應力區變淺變薄，甚至使試件表面產生殘余拉應力，彈丸坑相當于微裂紋一樣會引起應力集中，會使疲勞裂紋在表面萌生，不利于噴丸強化件抗疲勞性能的提高，所以噴丸件表面應盡可能減小表面粗糙度以改善噴丸效果[13]。本實驗采用陶瓷丸和水混合的濕噴丸，由于有水的潤滑和冷卻，且陶瓷丸顆粒較小，破碎率低，圓滑度較高，不會對材料的表面造成太大的損傷，對材料的表面有很好的保護作用，所以引起的表面粗糙度增加很小，最大限度地減小了表面粗糙引起的應力集中，對提高材料的疲勞強度更為有利。

2.3 濕噴丸對殘余應力和疲勞強度的影響

由圖8可見，未噴丸試樣由于機械加工原因在表面存在較小、較淺的殘余應力場，而濕噴丸后試樣的殘余應力場加大、加深，殘余壓應力最大值為?749 MPa，且位于最表層，從試樣表層到內部逐漸減小到零或出現拉應力為止，殘余壓應力層深為120 μm左右，這與金相和硬度的測試結果基本一致。表面殘余應力的形成是由于試樣在噴丸作用下產生劇烈的不均勻彈塑性變形，晶格發生畸變，使位錯密度大大增加所致，它是材料的彈性各向異性和塑性各向異性的反映。噴丸后殘余壓應力分布是由赫茲動壓力和表面層的直接塑性延伸綜合競爭的結果[14]。由于傳統干噴采用鑄鋼丸[7]，其硬度比TC4合金的硬度小，此時赫茲動壓力占優勢，表層塑性變形小，而次表層又存在高剪應力，塑性變形大，從而在次表層產生最大應力；而本實驗濕噴丸所用噴丸介質是陶瓷丸(860HV)，相對于Ti-6Al-4V合金(330HV)來說硬度較大，足以在材料表面產生延展塑性變形；與同等速度的鑄鋼丸相比，陶瓷丸動能小，另外，本實驗有水的潤滑和緩沖作用，所以在材料最表層產生大量塑性變形，從而使最大殘余應力值產生在最表層 。

高玉魁[15?16]的研究表明，噴丸強化使TC21鈦合金旋轉彎曲疲勞裂紋源由表層遷移到次表層，從而使疲勞極限提高了30%；在Ti-10V-2Fe-3Al 鈦合金拉?拉疲勞實驗中，裂紋源均萌生于表層，但由噴丸前的多源變為噴丸后的單源，從而使疲勞極限提高了30%，改變了工程應用上不采用噴丸強化改善拉?拉疲勞性能的傳統認識。疲勞極限的提高主要歸因于表面形成了殘余壓應力層，降低了外加交變載荷的拉應力水平，即可降低“有效拉應力”從而可提高疲勞裂紋萌生的臨界應力水平(即疲勞極限)。由于位錯在材料表層晶粒內相對于次表層來說所受阻礙更少，更容易滑移，且材料在加工過程中會在表面產生很多微裂紋(如機械劃傷等)，所以疲勞裂紋一般在材料表面萌生。陶瓷濕噴丸所形成的最大壓應力值在最表層，這相對于干噴丸[7]所形成的最大壓應力(如圖8所示)在次表層來說，更能降低疲勞中外加交變載荷的拉應力水平，提高表面裂紋萌生臨界拉應力值，阻礙疲勞裂紋源在表面萌生，從而在更大程度上把裂紋源驅趕到次表層，提高樣品的疲勞壽命。

圖8 濕噴丸后樣品的殘余應力分布Fig.8 Residual stress distribution in wet shot peened sample

由于疲勞強度受表面硬度、粗糙度和壓應力及微觀組織等多因素的共同影響，因此殘余壓應力的形成和硬度的提高以及表面晶粒的細化對提高疲勞強度有很大的積極作用，而粗糙度的增加卻會降低疲勞強度。由于濕噴丸所形成的表面粗糙度很小，因此相對于其產生的殘余壓應力的有利作用來說，其不利影響很小。圖9所示為Ti-6Al-4V合金濕噴丸前后的S—N曲線。由圖9可見，噴丸后材料的拉?拉疲勞極限由初始的605 MPa提高到680 MPa，提高了12.4%。這表明陶瓷濕噴丸強化工藝對提高Ti-6Al-4V合金疲勞性能有良好的效果。

圖9 濕噴丸前后樣品的 S—N曲線Fig.9 S—N curves of samples before and after shot peening

3 結論

1)陶瓷濕噴丸使材料表面產生劇烈塑性變形，形成很高的位錯密度，使晶粒細化從而提高材料表面的硬度，由原始的表面330HV提高到416HV，提高26%；并在材料表層形成良好的壓應力分布，最大壓應力在最表層達到?749 MPa，應力層深在120 μm左右。

2)濕噴丸使材料表面粗糙度增加很小，達到0.48 μm，比傳統干噴丸產生的表面粗糙度低一個數量級。

3)拉?拉疲勞試驗結果表明，陶瓷濕噴丸工藝使樣品的疲勞強度由初始的605 MPa提高到680 MPa，提高了12.4%。

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