超聲表面滾壓加工對Ti-6Al-4V合金顯微組織及表面完整性的影響

，，

(華東理工大學，承壓系統及安全教育部重點實驗室，上海 200237)

0 引 言

隨著現代工業技術的快速發展，對機械零部件使用壽命的要求越來越高，而機械零部件的疲勞失效往往始于表面，因此對其表面性能的要求也越來越高。為了延長機械零部件的服役壽命，表面強化技術得到了廣泛的應用。表面強化技術可以改變材料表面的晶粒結構，獲得具有表層高強度、中間高韌性的梯度納米結構。國內外諸多研究[1-4]表明，通過表面強化技術獲得的梯度納米結構可以顯著提高機械零部件的疲勞壽命。

金屬表面納米化的概念由LU等[5]提出，即在傳統機械零部件表面制備具有納米晶體結構的表層，從而改善其表面綜合力學性能。目前，發展成熟且被廣泛應用的金屬表面納米化方法包括深滾(Deep Rolling, DP)[6-8]、噴丸(Shot Peening, SP)[9]、激光沖擊強化(Laser Shock Peening, LSP)[10]、低塑性拋光(Low Plasticity Burnishing, LPB)[11-13]和表面機械研磨(Surface Mechanical Attribution Treatment, SMAT)[14-17]等。

2007年，LIU等[18]提出了超聲表面滾壓加工(Ultrasonic Surface Rolling Process，USRP)，即通過裝夾在數控加工中心上的超聲表面滾壓執行機構，將靜壓力和超聲振動重疊施加到材料表面，使材料表層的晶粒得到細化。相較于傳統的表面納米化方法，該方法可以制備出高質量的表面納米層，還可以通過數控加工中心對表面滾壓路徑進行編程，進而精確控制表面滾壓路徑。目前，有關采用USRP對鈦合金進行表面強化的研究并不多，因此作者采用USRP對Ti-6Al-4V合金進行表面處理，研究了USRP對合金顯微組織、顯微硬度、殘余應力和表面粗糙度的影響。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為退火態Ti-6Al-4V合金板，其化學成分(質量分數/%)為5.73Al，3.75V， 0.33C，90.19Ti；顯微硬度為320 HV，顯微組織如圖1所示。由圖1可以看出，該合金為由等軸α相(平滑部分)和β相(針條狀部分)組成的α+β雙相合金，α相的體積分數約為51%，其余為β相。

圖1 Ti-6Al-4V合金的顯微組織Fig.1 Microstructure of Ti-6Al-4V alloy

將USP-125型超聲表面處理裝置裝夾在數控銑床上對合金試樣進行USRP，試樣的尺寸為80 mm×80 mm×6 mm。裝置中加工頭為半徑5 mm的碳化鎢球，加工過程中的靜壓力為720 N，超聲換能器頻率為17 kHz，加工頭振幅為20 μm，執行機構進給速度為3 000 mm·min-1，步進為0.05 mm，加工次數為45次。采用“回”字形加工路徑，確保同一區域每一道次的進給方向一致，從而保證同一區域承受的剪切力方向在整個加工過程中保持一致，USRP加工路徑如圖2所示。

圖2 USRP加工路徑示意Fig.2 Schematic illustration of USRP machining path

Ti-6Al-4V合金經USRP后，在體積比1∶2∶17的HF、HNO3、H2O混合溶液中腐蝕20 s，然后采用Observer.A1m型蔡司光學顯微鏡觀察該合金橫截面的顯微組織。采用JEOL 2100型透射電鏡(TEM)對合金中不同深度的微觀結構進行分析。采用HXD-1000TMC/LCD顯微維氏硬度計分別測Ti-6Al-4V合金經USRP后的截面硬度變化，采用金剛石壓頭，載荷為1.96 N，保載時間為15 s，由表面向內部每隔40 μm測10個點，同一深度中相鄰兩個測試點的間距為60 μm。采用Proto-iXRD MG40P FS型X射線殘余應力分析儀測Ti-6Al-4V合金經USRP后的殘余應力，選用銅靶，衍射晶面為{213}，X射線發生器管電壓為24 kV，管電流為7 mA，準直管直徑為1 mm。采用IFM G4型表面三維形貌儀分別測Ti-6Al-4V合金經USRP后的表面粗糙度。

圖3 USRP后Ti-6Al-4V合金的橫截面微觀形貌Fig.3 Cross section microscopic morphology of Ti-6Al-4V alloy after USRP

2 試驗結果與討論

2.1 微觀結構

由圖3可以發現，USRP后Ti-6Al-4V合金橫截面形成了明顯的梯度結構。該合金的橫截面可以分為3個區域：(1)劇烈塑性變形區，厚度約為140 μm，該區域在光學顯微鏡下無法觀察出晶粒尺寸和晶界，這說明該區域發生了劇烈變形；(2)中間塑性變形區，厚度約為160 μm，該區域為流變組織，晶粒取向趨于一致；(3)基體，該區域為原始等軸α+β雙相組織，沒有發生明顯變形。

由圖4可知：Ti-6Al-4V合金的表面已經完全轉變為納米晶層，晶粒尺寸均勻，呈等軸狀，衍射斑點已經成環且連續完整，這說明該層中的晶粒數量多，晶粒取向隨機分布，且存在較多的大角度晶界；隨著距表面距離(深度)的增加，晶粒尺寸逐漸增大，同時晶粒尺寸不均勻；在距表面30 μm處，晶粒取向開始呈現出一定程度的方向性，晶粒變為長條狀納米片晶，這種方向性隨著深度的增加而變得越來越明顯；在距表面80 μm處，合金中開始出現納米孿晶，納米孿晶的取向與長條狀納米片晶的取向趨于一致。通過對比不同深度的TEM暗場像可以發現，除合金表面的晶粒為等軸狀納米晶外，塑性變形區的晶粒均為長條狀納米片晶，晶粒取向均表現出明顯的方向性，與LIU等[18]采用USRP形成的等軸狀晶粒有明顯區別。

圖4 USRP后Ti-6Al-4V合金不同深度處的TEM暗場像Fig.4 TEM dark field images at different depths of Ti-6Al-4V alloy after USRP:(a) surface; (b) 30 μm from surface; (c) 80 μm from surface; (d) 150 μm from surface; (e) 200 μm from surface and (f) 250 μm from surface

在USRP過程中，晶粒細化機制主要為形變誘導晶粒細化。由于采用“回”字形加工路徑，取樣區域晶粒的受力方向在每道次的處理過程中均保持一致，因此在一定的加工次數范圍內，晶粒的變形趨勢一致，容易形成取向一致的長條狀納米片晶。

2.2 顯微硬度

Ti-6Al-4V合金顯微硬度的測量矩陣如圖5所示，該取點方法可以在獲得足夠測試點的同時，盡量減小硬度壓痕對相鄰測試點的影響。

圖5 顯微硬度測量矩陣示意Fig.5 Diagram of matrix of micro-hardness measurement

由圖6可知：USRP后Ti-6Al-4V合金的顯微硬度隨深度的增加先略微增大后逐漸減小，距表面300 μm左右處的顯微硬度接近基體的，這與塑性變形層的厚度相一致；合金的最大顯微硬度為390 HV，基體的顯微硬度為320 HV左右。結合TEM形貌可以發現，隨著深度的增加，晶粒尺寸逐漸增大，硬度逐漸減小，這與Hall-Petch關系一致[19]，也與其他超細晶或納米晶材料力學性能的研究結果相符[20-21]，因此晶粒細化可顯著提高合金的硬度。由于合金近表面容易發生變形，硬度計的金剛石壓頭產生的壓痕偏大，因此所測的硬度偏小。

圖6 USRP后Ti-6Al-4V合金的顯微硬度隨深度的變化曲線Fig.6 Microhardness vs depth curve of Ti-6Al-4V alloy after USRP

2.3 表層殘余應力

在USRP過程中，合金的表層產生不均勻塑性變形，必然會產生殘余應力。殘余應力是表面強化處理后材料疲勞性能提高的一個重要原因[22]。由圖7可知：USRP后Ti-6Al-4V合金表層的殘余應力為壓應力，隨著深度的增加，殘余壓應力先增大后減小，殘余應力的影響深度超過600 μm；殘余壓應力的最大值出現在次表面，這是因為在USRP過程中，合金表面處于自由狀態，無拘束效應，USRP后一部分殘余壓應力釋放，因此表面的殘余壓應力低于次表面的。

圖7 USRP后Ti-6Al-4V合金的殘余應力隨深度的變化曲線Fig.7 Residual stress vs depth curve of Ti-6Al-4V alloy after USRP

2.4 表面粗糙度

在適當的工藝參數下，USRP可以有效改善合金的表面粗糙度。Ti-6Al-4V合金的表面初始加工狀態為銑床精銑，由試驗結果可知，USRP前后合金的表面粗糙度分別為0.76,0.23 μm，這說明USRP有效改善了Ti-6Al-4V合金的表面粗糙度。在USRP過程中，合金表面產生的塑性變形對合金表面起到“削峰填谷”的作用，從而有效改善了合金的表面粗糙度。

3 結 論

(1) 采用“回”字形加工路徑進行USRP后，Ti-6Al-4V合金表面形成了厚度約300 μm的塑性變形層；塑性變形層的表面為等軸納米晶層，次表面為晶粒取向一致的長條狀納米片晶層。

(2) USRP后Ti-6Al-4V合金的顯微硬度最高可達390 HV；隨著距表面距離的增大，合金的殘余丹鳳眼應力先增大后減小，殘余應力的影響深度超過600 μm。

(3) USRP改善了Ti-6Al-4V合金的表面粗糙度，USRP后合金的表面粗糙度由0.76 μm減小為0.23 μm。

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