吸收層對銅箔飛秒激光沖擊強化的影響

田甜，張景泉，黃婷，肖榮詩

（北京工業大學 材料與制造學部 智能光子制造研究中心，北京 100124）

激光沖擊強化是利用高功率密度的脈沖激光產生高溫高壓等離子沖擊波，作用于金屬材料后，提高其硬度、抗疲勞和耐腐蝕等性能[1-6]。目前，采用納秒激光進行沖擊強化可以在材料表面實現數百微米乃至毫米厚度的塑性變形層。例如，Ni 合金[7]、純Ti[8]、Al 合金[9]在納秒激光沖擊下，表面的塑性變形層分別達到300、350 μm 和1.5 mm。近年來，利用飛秒激光進行沖擊強化提高微小零件的性能引起國內外學者的關注。飛秒激光沖擊強化具有沖擊光斑小、沖擊深度淺、熱影響小的技術特點[10-11]，在材料表面可以實現幾微米厚的沖擊強化層。例如，純Fe在飛秒激光沖擊下，表面的影響深度為4 μm[12]。

激光沖擊強化通常使用黑色油漆、黑色膠帶、金屬箔作為靶材表面的吸收層，吸收層吸收激光能量，產生等離子體，同時保護樣品表面不被破壞；使用1～2 mm 的水層作為約束層，約束膨脹的等離子體，增加沖擊力。納秒激光沖擊強化研究表明，吸收層對沖擊結果具有顯著影響。在相同的納秒激光能量密度沖擊下，覆有Al 箔的Al 合金[13]比覆有黑色膠帶的Al 合金[14]的顯微硬度高16%。

由于飛秒激光脈寬極短，在很低的能量下也能產生較高的壓力[15]。直接使用飛秒激光照射材料表面，也能誘導高壓沖擊波穿透進入材料內部，使材料發生微觀結構的變化，且材料所受熱影響極小[16]，所以目前大多數飛秒激光沖擊強化研究不使用吸收層和約束層。但是，飛秒激光直接作用在靶材上，會在靶材表面誘導周期結構，隨著激光能量密度的增大，造成靶材表面的破壞和氧化[17]。僅采用約束層進行飛秒激光沖擊強化時，激光作用過程中產生的氣泡會對后續激光脈沖的散射造成聚焦困難[18-20]。Lee 等人[21]的研究中，使用飛秒激光對吸收層為Zn、約束層為水層的不銹鋼進行沖擊，證明了吸收層和約束層同時存在的情況下，飛秒激光沖擊可以使材料的硬度提升9.3%。因此，在飛秒激光沖擊強化中，使用吸收層和約束層不僅可以保護靶材表面，也可以提高靶材的性能。目前國內外學者針對吸收層對飛秒激光沖擊強化影響的研究鮮有報道。本文采用吸收層和約束層的沖擊模式，在兩種厚度的吸收層下對Cu 箔進行飛秒激光沖擊強化，通過顯微組織表征和殘余應力、顯微硬度測試，揭示吸收層對顯微組織和力學性能的影響。

1 試驗

選用厚度100 μm、純度99.99%的Cu 箔作為靶材。飛秒激光沖擊強化前，先對Cu 箔表面進行機械拋光，再使用50%的磷酸溶液電解拋光30 s，超聲清洗5 min 后，吹干待用。采用1 mm 的水層作為約束層。吸收層分別為金屬Pt 和黑色膠帶。其中，黑色膠帶的厚度為 170 μm(樣品標記為 Cu-μm)。采用Quorum Q150TS 的離子濺射儀制備金屬Pt 層，厚度為324 nm（樣品標記為Cu-nm）。

圖1 飛秒激光沖擊強化和激光掃描路徑Fig.1 Schematic diagram of femtosecond laser shock peening and laser scanning path

采用HITACHI S300 掃描電鏡（SEM）觀測飛秒激光沖擊后Cu 箔表面的變化。采用電子背散射衍射（EBSD, TSL OIMTM）對激光沖擊后的Cu 箔表面進行微觀結構分析，掃描區域為250 μm×250 μm，步長為0.5 μm。采用X 射線衍射儀（XRD, BRUKER D8 DISCOVER，Co 靶，CuKα）進行殘余應力的檢測，選擇(311)面作為衍射晶面，其衍射峰對應的2θ為108°，本實驗中2θ掃描范圍選為104°～112°。應力測試采用側傾固定ψ法，ψ角分別取0°、25°、35°、45°，掃描步距為0.1°，單點測試時間為100 s，管電壓為40 kV，管電流為30 mA。采用顯微硬度計（FUTURETECH）在10 g 載荷下對激光沖擊后的Cu 箔表面進行硬度測量，保載時間為15 s。

2 結果與討論

2.1 顯微組織

在不破壞樣品表面的前提下，本文首先研究了Cu-nm、Cu-μm 兩個樣品可以承受的飛秒激光最大沖擊遍數。經飛秒激光沖擊1 遍后，Cu-nm 的表面形貌如圖2a 所示，激光沖擊區域呈現白色痕跡。去除激光作用區域的吸收層，并用丙酮清洗后，Cu 箔表面無損傷，如圖2b 所示。對比試驗結果表明，經飛秒激光沖擊2 遍后，Cu-nm 表面被破壞，激光沖擊區域呈現不規則的作用痕跡，如圖2c 所示。Cu-μm 經飛秒激光沖擊后的表面形貌如圖3 所示。結果表明，Cu-μm 可以承受的最大激光沖擊遍數為470 遍。因此，Cu-nm、Cu-μm 的顯微組織和力學性能均采用最大沖擊遍數進行研究，此時激光作用區域達到最大沖擊效果。

圖2 飛秒激光沖擊Cu-nm 表面形貌Fig.2 Surface morphologies after femtosecond laser shock on Cu-nm: a) macro morphology after femtosecond laser shock; b)undamaged morphology; c) damage morphology

圖3 飛秒激光沖擊Cu-μm 表面形貌Fig.3 Surface morphologies after femtosecond laser shock on Cu-μm: a) macro morphology after femtosecond laser shock; b)undamaged morphology; c) damage morphology

Cu-nm、Cu-μm 經飛秒激光沖擊后，Cu 箔的晶界分布和局部取向差（Kernel Average Misorientations,KAM）分布分別如圖4 和圖5 所示。圖4 中紅色線代表小角度晶界（2°～15°），藍色線代表大角度晶界（15°～65°），黑色線代表孿晶界。未經飛秒激光沖擊的Cu 箔母材具有軋制退火后的退火孿晶（見圖4a箭頭），孿晶片較厚，有的貫穿了整個晶粒。經飛秒激光沖擊后，Cu-nm、Cu-μm 兩個樣品的晶粒都發生了畸變（見圖4b、c）。其中，Cu-nm 產生了形變孿晶（見圖4b 箭頭），孿晶片較薄，呈現透鏡狀或片狀，孿晶比例增加了0.14，相對于Cu 箔母材（孿晶比例為0.23）提高了60.9%。Cu-μm 的孿晶類型無變化，仍為退火孿晶（見圖4c），相比于母材，孿晶比例有所減少。

圖4 EBSD 晶界圖Fig.4 EBSD grain boundary maps: a) Cu foil base metal; b) Cu-nm; c) Cu-μm

圖5 EBSD 局部取向差分布圖Fig.5 EBSD KAM maps: a) Cu foil base metal; b) Cu-nm; c) Cu-μm

KAM 圖可以反映塑性變形的程度，數值較高處表示塑性變形程度較大。Cu 箔母材存在輕微的塑性變形（見圖5a），經飛秒激光沖擊后，兩種樣品的塑性變形均呈現不均勻的特點。其中，Cu-nm 的塑性變形程度減小（見圖5b），而Cu-μm 的塑性變形程度增大（見圖5c）。本文采用KAM 方法[22]，通過EBSD定位數據得到局部取向差，采用局部取向差角小于2o的數據，通過81 個周圍點標定一個點（500 nm×500 nm）的局部取向差為：

式中：θi表示點i的局部取向差；surjθ表示點j相鄰的取向差。

位錯密度計算方法為：

式中：u為點的單位長度（500 nm）；b為伯格斯矢量（0.25 nm）。

由式(1)和(2)可知，Cu 箔母材的幾何位錯密度為6.88×1015/m2，Cu-μm 的幾何位錯密度為8.00× 1015/m2，位錯密度增加了16%。

飛秒激光沖擊后，兩個樣品的取向分布函數（Orientation Distribution Function, ODF）和織構極圖見圖6。本文選取?=0°、?=45°、?=65°的ODF 圖來觀測Cu 箔在飛秒激光沖擊前后的織構變化。面心立方金屬在變形過程中所形成的織構主要有Brass 織構、copper 織構、高斯織構。在退火再結晶過程中，主要產生立方織構、R 織構[23]。Cu 箔母材通過軋制退火制成，?=0°的ODF 圖中呈現出立方織構和Brass織構，?=65°的ODF 圖中呈現R 織構（見圖6a）。經飛秒激光沖擊后，兩個樣品?=0°、?=45°、?=65°的ODF 圖中，織構類型均沒有發生改變。Cu-nm 的織構強度和母材相當（見圖6b），而Cu-μm 樣品的織構強度增大（見圖6c）。圖6 中的織構極圖進一步證明了飛秒激光沖擊前后Cu 箔的織構類型沒有發生改變，其111 極圖為軋制極圖[24]。

圖6 EBSD 取向分布函數圖和織構極圖Fig.6 EBSD ODFs and texture pole figures: a) Cu foil base metal; b) Cu-nm; c) Cu-μm

飛秒激光沖擊后，兩個樣品的晶粒尺寸分布和晶粒間取向差角度分布如圖7 所示。Cu-nm、Cu-μm 和母材的晶粒尺寸基本一致，沒有發生明顯的晶粒細化。相比于Cu 箔母材（大角度晶界比例為0.664），Cu-nm 的小角度晶界比例減少，大角度晶界比例增加了0.085，提高了12.8%。相對于Cu 箔母材（小角度晶界比例為0.092），Cu-μm 的小角度晶界比例增加了0.009，提高了9.8%，大角度晶界比例減少。

圖7 吸收層對晶粒尺寸和晶粒間取向差角度的影響Fig.7 Influence of absorption layer on (a) grain size and (b) misorientation angle

上述結果顯示，飛秒激光沖擊后，兩個樣品的微觀結構都發生了變化。Cu-nm 和Cu-μm 的晶粒都發生了畸變，Cu-nm 晶粒的畸變更明顯，且產生了形變孿晶。雖然晶粒尺寸分布和織構的結果顯示兩個樣品未發生完全的塑性變形，但是仍可看出，選用納米級厚度的Pt 層作為吸收層時，沖擊效果更好。

2.2 殘余應力和顯微硬度分析

飛秒激光沖擊后，兩個樣品的殘余應力和顯微硬度分布如圖8 所示。Cu 箔母材本身內部存在殘余拉應力，為16.51 MPa。飛秒激光沖擊Cu 箔，誘導形成等離子體沖擊波，使Cu 箔的被沖擊區域發生塑性變形，產生殘余壓應力。Cu-nm 產生的殘余壓應力中和母材的殘余拉應力后，表現為殘余壓應力（–28.80 MPa）；Cu-μm 產生的殘余壓應力不足以中和母材自身的拉應力，所以仍顯示為殘余拉應力，為13.38 MPa（見圖8a）。Cu箔母材的顯微硬度為58.30HV，經飛秒激光沖擊后，Cu-nm 和Cu-μm 的顯微硬度相比母材均有所提高，Cu-nm（64.60HV）提高了10.8%，Cu-μm（59.6HV）提高了2.2%（見圖8b）。從而使Cu-nm 硬度提高。Cu-μm 主要發生位錯的變化，位錯密度增加到一定值后，會有效地提高金屬的硬度，位錯間的彈性交互作用也可提高金屬的硬度。對比試驗結果顯示，位錯增強硬度的效果比孿晶增強弱。因此，為了獲得更好的沖擊效果，應選用更薄的吸收層。

圖8 力學性能對比Fig.8 Comparison of mechanical properties: a) residual stress; b) microhardness

表1 吸收層對飛秒激光沖擊Cu 箔的顯微結構和力學性能的影響Tab.1 Effect of absorption layers on microstructure and mechanical properties of Cu foil shocked by different frmtosecond laser

銅作為中等層錯能的面心立方金屬，一般較難產生形變孿晶。Cu-nm 經飛秒激光沖擊后，觀察到形變孿晶，說明其在沖擊過程中可能發生了較低的應變，應變速率和壓力很大。Ye 等[26]采用脈寬350 fs 的激光沖擊厚度20 μm 的退火Cu 箔時，也觀察到了形變孿晶，同時該作者采用脈寬20 ns 的激光進行了對比研究，估算出納秒激光沖擊產生的應變是飛秒激光的10 倍，而應變速率和峰值壓力均比飛秒激光低2 個數量級。Ye 等的試驗結果說明，飛秒激光沖擊的高應變速率和峰值壓力分別抑制了位錯的滑移和提供了形成孿晶所需的能量。隨著吸收層厚度的增加，飛秒激光沖擊強化減弱，此時僅發生位錯的變化。

3 結論

本文研究了不同吸收層對飛秒激光沖擊Cu 箔的影響，分析了Cu 箔的微觀組織，測試了其力學性能，具體結論如下：

1）飛秒激光沖擊后，相比母材，Cu-nm 主要產生形變孿晶，孿晶比例提高了60.9%，大角度晶界比例提高了12.8%；Cu-μm 僅發生位錯變化，位錯密度增加了16%，小角度晶界比例提高了9.8%。

2）飛秒激光沖擊后，Cu-nm 的殘余壓應力為–28.80 MPa，顯微硬度提高了10.8%；Cu-μm 的殘余拉應力為13.38 MPa，顯微硬度提高了2.2%。采用Pt 層作為飛秒激光沖擊強化的吸收層，更有利于提高Cu 箔的力學性能，強化效果更好。