激光沖擊強(qiáng)化TC4雙相鈦合金過(guò)程中β相的細(xì)化機(jī)理

紀(jì)飛飛

(1.蘇州健雄職業(yè)技術(shù)學(xué)院，蘇州 215411；2.江蘇大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院,鎮(zhèn)江 212013)

0 引 言

TC4鈦合金作為典型的α+β雙相鈦合金，具有比強(qiáng)度高、耐蝕性好、耐熱性好等特點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于航空航天、醫(yī)療等領(lǐng)域[1]。然而，TC4鈦合金的抗疲勞性能和表面耐磨性能較差，使用中易發(fā)生磨損和疲勞失效，極大限制了鈦合金關(guān)鍵零部件在極端環(huán)境下的應(yīng)用[2-3]。

金屬構(gòu)件的疲勞性能與其表面結(jié)構(gòu)完整性密切相關(guān)。激光沖擊強(qiáng)化(Laser shock peening，LSP)技術(shù)具有非接觸、無(wú)熱影響區(qū)、高性能、低變形、高柔性等突出優(yōu)點(diǎn)，能夠顯著細(xì)化材料晶粒、誘導(dǎo)材料發(fā)生塑性變形、產(chǎn)生表面殘余壓應(yīng)力，從而提高構(gòu)件的疲勞性能[4-6]。目前關(guān)于激光沖擊強(qiáng)化微觀(guān)機(jī)理的研究主要圍繞晶粒尺寸以及微觀(guān)形貌特征方面展開(kāi)。LU等[7]對(duì)ANSI 304不銹鋼進(jìn)行激光沖擊強(qiáng)化處理，研究發(fā)現(xiàn)面心立方(fcc)材料的多向機(jī)械孿晶交叉作用以及位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)是高應(yīng)變速率塑性變形作用下晶粒細(xì)化的兩大主要機(jī)制，多次激光沖擊能實(shí)現(xiàn)納米尺度的晶粒細(xì)化；LU等[8]對(duì)工業(yè)純鈦進(jìn)行多次激光沖擊強(qiáng)化，發(fā)現(xiàn)近表層的晶粒細(xì)化機(jī)理主要為亞微米尺度的多方向機(jī)械孿晶相互作用以及納米尺度的次生機(jī)械孿晶和位錯(cuò)墻的相互作用。REN等[9]對(duì)Ti6Al4V鈦合金進(jìn)行激光沖擊強(qiáng)化后發(fā)現(xiàn)，其α相(密排六方結(jié)構(gòu)，hcp)中多方向的孿晶相互作用和位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)共同起到了晶粒細(xì)化作用，同時(shí)β相(體心立方結(jié)構(gòu)，bcc)中大量的位錯(cuò)經(jīng)運(yùn)動(dòng)并堆積后形成了位錯(cuò)纏結(jié)、位錯(cuò)壁等微觀(guān)結(jié)構(gòu)，并隨著位錯(cuò)密度的不斷增加，形成了新的晶界，從而實(shí)現(xiàn)了晶粒細(xì)化。AO等[10]研究發(fā)現(xiàn)，β相晶粒主要通過(guò)橫、縱向的位錯(cuò)滑移、堆積、纏結(jié)和重排作用而發(fā)生細(xì)化。關(guān)于金屬材料在激光沖擊強(qiáng)化時(shí)的晶粒細(xì)化機(jī)理可總結(jié)為以下3種模式：(i)嚴(yán)重塑性變形引起的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)形成位錯(cuò)纏結(jié)和位錯(cuò)壁等結(jié)構(gòu)，在進(jìn)一步堆積、擠壓后形成亞晶界，并通過(guò)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶實(shí)現(xiàn)晶粒細(xì)化；(ii)多方向?qū)\晶結(jié)構(gòu)相互碰撞、湮滅，切割粗大晶粒從而實(shí)現(xiàn)晶粒的細(xì)化；(iii)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)與孿晶結(jié)構(gòu)的協(xié)同作用實(shí)現(xiàn)晶粒細(xì)化。目前鈦合金激光沖擊強(qiáng)化機(jī)理的研究報(bào)道大多集中于單相鈦合金上，α+β雙相鈦合金中β相晶粒細(xì)化機(jī)理的研究報(bào)道較少。因此，作者對(duì)TC4雙相鈦合金進(jìn)行激光沖擊強(qiáng)化處理，采用透射電子顯微鏡(TEM)對(duì)沖擊前后材料表面微觀(guān)形貌特征進(jìn)行了分析，研究了超高應(yīng)變速率塑性變形作用下β相的微觀(guān)結(jié)構(gòu)動(dòng)態(tài)演變行為和位錯(cuò)滑移類(lèi)型對(duì)微觀(guān)結(jié)構(gòu)特征的影響，描述了β相在激光沖擊強(qiáng)化作用下的晶粒細(xì)化機(jī)理，從而為實(shí)現(xiàn)TC4雙相鈦合金材料復(fù)雜構(gòu)件的表面改性，提高構(gòu)件疲勞壽命，促進(jìn)損傷構(gòu)件的再制造提供理論指導(dǎo)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為上海錦旗金屬制品有限公司提供的3 mm厚TC4雙相鈦合金薄板，制備工藝為冷軋工藝。在鈦合金薄板上取樣，依次用200#～2000#砂紙打磨拋光試樣表面，拋光后將試樣真空放置，以防止試樣與空氣接觸發(fā)生氧化反應(yīng)。采用納秒Gaia型激光沖擊強(qiáng)化裝置進(jìn)行激光沖擊強(qiáng)化試驗(yàn)，通過(guò)Nd…YAG型激光器震蕩產(chǎn)生脈沖輻照試樣表面，采用鋁箔作為吸收層，液態(tài)水作為約束層。為了研究不同塑性變形程度下材料表面微觀(guān)結(jié)構(gòu)動(dòng)態(tài)演變行為，將板狀試樣分為4個(gè)區(qū)域，分別進(jìn)行激光沖擊0次、1次、2次和3次。激光沖擊強(qiáng)化試驗(yàn)參數(shù)如下：波長(zhǎng)為1 064 nm，功率為6.5 J，光斑直徑為3 mm，搭接率為50%，脈沖寬度為18 ns，頻率為10 Hz。進(jìn)行激光沖擊時(shí)，保持激光光源位置不變，采用庫(kù)卡機(jī)器人機(jī)械手KR30-3夾持試樣，按照如圖1所示的沖擊路徑來(lái)調(diào)整位置，通過(guò)機(jī)械手KR5R 1400控制作為約束層的水流的噴射速度及位置。3次沖擊的路徑相同。

圖1 激光沖擊路徑

激光沖擊強(qiáng)化后，將試樣的沖擊表面拋光至20 μm深度，利用沖壓器在試樣上截取直徑為3 mm的小圓片，打磨未沖擊表面至圓片厚度為100 μm，再采用離子減薄技術(shù)將圓片減薄至10 μm后，采用FEI F20型透射電子顯微鏡觀(guān)察顯微組織。采用X-350A型 X射線(xiàn)衍射儀和sin2ψ法測(cè)定殘余應(yīng)力，采用銅靶，Kα射線(xiàn)，管電壓為22 kV，管電流為6 mA，準(zhǔn)直管直徑為2 mm，2θ掃描的起始角和終止角分別為145°和135°，掃描速率為6(°)·min-1。采用HXD-1000TMSC/LCD型顯微硬度計(jì)測(cè)試顯微硬度，載荷為1.96 N，保載時(shí)間為10 s，重復(fù)測(cè)10次取平均值。采用MTS Landmark型液壓伺服測(cè)試裝置開(kāi)展室溫高周疲勞測(cè)試，測(cè)定沖擊試驗(yàn)前后材料的疲勞強(qiáng)度，工作頻率為110 Hz，高周疲勞試驗(yàn)的峰值應(yīng)力為330 MPa，應(yīng)力比為0.2，標(biāo)準(zhǔn)疲勞試樣原始標(biāo)距尺寸為43.76 mm×20 mm×3 mm。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 激光沖擊強(qiáng)化前后顯微組織的變化

由圖2可知，激光沖擊強(qiáng)化前TC4雙相鈦合金主要由等軸α相和細(xì)長(zhǎng)的β相組成，其中β相內(nèi)存在一定數(shù)量的位錯(cuò)，而α相內(nèi)沒(méi)有觀(guān)察到明顯的缺陷。這是由于bcc結(jié)構(gòu)的β相具有更多的滑移系，冷軋時(shí)更容易發(fā)生塑性變形[11]。由反傅里葉變換(IFFT)圖可知，在β相中位錯(cuò)的主要類(lèi)型為(110)晶面的柱面〈a〉位錯(cuò)和(111)晶面的塔型〈c+a〉位錯(cuò)。激光沖擊強(qiáng)化處理前TC4鈦合金的平均晶粒尺寸約為 21.33 μm。

圖2 激光沖擊強(qiáng)化處理前TC4雙相鈦合金的TEM形貌及位錯(cuò)類(lèi)型

由圖3可知，當(dāng)TC4雙相鈦合金經(jīng)過(guò)1次激光沖擊強(qiáng)化處理發(fā)生塑性變形后，β相內(nèi)位錯(cuò)缺陷更加密集，呈多方向延伸分布的位錯(cuò)線(xiàn)結(jié)構(gòu)。位錯(cuò)線(xiàn)處主要為(100)晶面的基面〈a〉位錯(cuò)和(111)晶面的塔型〈c+a〉位錯(cuò)。兩種位錯(cuò)沿著不同晶面增殖、塞積，阻礙彼此的進(jìn)一步擴(kuò)展而形成了基面-塔型位錯(cuò)鎖結(jié)構(gòu)[12]。單次激光沖擊強(qiáng)化作用后，鈦合金的平均晶粒尺寸約為9.65 μm，與未沖擊強(qiáng)化時(shí)相比，晶粒明顯得到細(xì)化。

圖3 激光沖擊強(qiáng)化1次后TC4雙相鈦合金的TEM形貌及位錯(cuò)類(lèi)型

圖4 激光沖擊強(qiáng)化2次后TC4雙相鈦合金的TEM形貌及位錯(cuò)類(lèi)型

由圖5可知，TC4雙相鈦合金經(jīng)3次激光沖擊強(qiáng)化處理后，塑性變形進(jìn)一步加劇，但β相內(nèi)的位錯(cuò)密度呈現(xiàn)出明顯的下降趨勢(shì)。新增殖的位錯(cuò)進(jìn)一步堆積，擠壓位錯(cuò)壁處的原有位錯(cuò)，晶界兩側(cè)應(yīng)力集中加劇，晶界處于非平衡狀態(tài)，促進(jìn)了晶體的旋轉(zhuǎn)，從而生成了一定數(shù)量的亞晶界結(jié)構(gòu)。為使能量最小并使內(nèi)部結(jié)構(gòu)受力處于平衡狀態(tài)，亞晶界會(huì)進(jìn)一步吸收鄰近區(qū)域的位錯(cuò)，形成更多的亞晶界。這些亞晶界通過(guò)連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶演變最終形成相對(duì)穩(wěn)定的大角度晶界，分割原始粗晶粒，從而實(shí)現(xiàn)晶粒細(xì)化。β相內(nèi)的亞晶界主要由(112)晶面的塔型〈c+a〉位錯(cuò)和(101)晶面的柱面〈a〉位錯(cuò)相互作用形成，這些相互作用的位錯(cuò)形成了亞晶界界面處的位錯(cuò)鎖。此外，在應(yīng)力作用下，晶體中的原子開(kāi)始移動(dòng)和重新排列，形成了一種新的微觀(guān)結(jié)構(gòu)。這種微觀(guān)結(jié)構(gòu)的典型特征是一些原子靠近相鄰原子，原子間距在10.2～22.2 nm之間。原子排列的緊密性使得原子鍵斷裂需要較大的能量，有利于提高材料的顯微硬度和疲勞壽命[13]。經(jīng)3次激光沖擊強(qiáng)化作用后，TC4雙相鈦合金的平均晶粒尺寸約為4.68 μm。

圖5 激光沖擊強(qiáng)化3次后TC4雙相鈦合金的TEM形貌及位錯(cuò)類(lèi)型

由圖6可知，經(jīng)激光沖擊強(qiáng)化處理后，TC4雙相鈦合金中β相晶粒細(xì)化主要通過(guò)以位錯(cuò)滑移機(jī)制為主的微觀(guān)結(jié)構(gòu)演變過(guò)程實(shí)現(xiàn)：沖擊強(qiáng)化處理前試樣中β相內(nèi)存在一定數(shù)量的柱面〈a〉位錯(cuò)和塔型〈c+a〉位錯(cuò)；激光沖擊后，誘導(dǎo)鈦合金發(fā)生塑性變形，β相因具有較多的滑移系而優(yōu)先產(chǎn)生位錯(cuò)滑移，位錯(cuò)首先通過(guò)增殖、滑移形成多方向分布的位錯(cuò)線(xiàn)，這些位錯(cuò)主要為基面〈a〉位錯(cuò)和塔型〈c+a〉位錯(cuò)；隨著塑性變形加劇，位錯(cuò)線(xiàn)周?chē)粩辔铡⒕奂嗟奈诲e(cuò)，形成位錯(cuò)壁和位錯(cuò)胞，此時(shí)位錯(cuò)主要為塔型〈c+a〉位錯(cuò)和基面〈a〉位錯(cuò)；塑性變形幅度進(jìn)一步加大后，新增殖的位錯(cuò)堆積并擠壓位錯(cuò)壁處已有位錯(cuò)，促進(jìn)β晶粒中亞晶界結(jié)構(gòu)生成，亞晶界主要由塔型〈c+a〉位錯(cuò)和柱面〈a〉位錯(cuò)構(gòu)成。亞晶界兩側(cè)受力作用發(fā)生塑性變形，導(dǎo)致晶格發(fā)生畸變、旋轉(zhuǎn)而處于非平衡狀態(tài)，最后通過(guò)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，小角度不穩(wěn)定亞晶界逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼嵌确€(wěn)定晶界，分割晶粒從而實(shí)現(xiàn)晶粒細(xì)化。

圖6 β相晶粒細(xì)化機(jī)理

2.2 激光沖擊強(qiáng)化前后殘余應(yīng)力的變化

高能激光沖擊波誘導(dǎo)金屬材料表層迅速氣化形成等離子體，并進(jìn)一步吸收激光熱量而迅速揮發(fā)，從而在約束層作用下，形成超強(qiáng)沖擊波產(chǎn)生沖擊力，使得材料沿深度方向發(fā)生塑性變形，導(dǎo)致晶粒擠壓、扭曲，產(chǎn)生位錯(cuò)、孿晶等微觀(guān)缺陷。當(dāng)沖擊波作用消失后，塑性變形區(qū)域受周?chē)牧系南拗坪头醋饔?，在平行于沖擊表面的平面上會(huì)產(chǎn)生應(yīng)力場(chǎng)，從而誘導(dǎo)形成殘余壓應(yīng)力[5]。由圖7可以看出：未沖擊TC4鈦合金表面存在70～95 MPa的殘余拉應(yīng)力，且沿深度方向殘余拉應(yīng)力變化不大；激光沖擊強(qiáng)化作用后，合金表面的殘余拉應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)闅堄鄩簯?yīng)力，且殘余壓應(yīng)力隨深度增加而下降，影響深度約為1 000 μm；沖擊強(qiáng)化1次、2次和3次后，試樣表層最大殘余壓應(yīng)力分別為785，890，1 020 MPa，隨著強(qiáng)化次數(shù)的增加，材料塑性變形加劇，殘余壓應(yīng)力增大。當(dāng)塑性變形達(dá)到一定程度后，位錯(cuò)等微觀(guān)缺陷會(huì)導(dǎo)致材料出現(xiàn)硬化現(xiàn)象，且隨著沖擊次數(shù)的增加，材料硬化越顯著，因此殘余壓應(yīng)力增幅逐漸減小。

2.3 激光沖擊強(qiáng)化前后力學(xué)性能的變化

未沖擊及激光沖擊強(qiáng)化1次、2次、3次后TC4鈦合金的表面硬度分別為340，370，390，400 MPa。在激光沖擊下，材料表層發(fā)生超高應(yīng)變速率塑性變形而產(chǎn)生位錯(cuò)等缺陷，不斷增殖的位錯(cuò)通過(guò)位錯(cuò)滑移、堆積、層錯(cuò)堆垛等方式形成位錯(cuò)線(xiàn)、位錯(cuò)壁、位錯(cuò)胞及位錯(cuò)墻。根據(jù)Taylor公式，材料的硬度與位錯(cuò)密度呈線(xiàn)性相關(guān)[14]，因此激光沖擊后鈦合金硬度提高，且隨著沖擊強(qiáng)化次數(shù)增加，塑性變形程度加劇，位錯(cuò)缺陷增多，硬度進(jìn)一步增大。然而，隨著位錯(cuò)的不斷增殖，塑性變形抗力也在提高，因此多次激光沖擊的強(qiáng)化效果逐漸減弱，硬度增幅隨沖擊強(qiáng)化次數(shù)增加而減小。

由圖7可知，未沖擊及沖擊強(qiáng)化1～3次后的材料疲勞強(qiáng)度分別約為 450，490，560，575 MPa。晶粒細(xì)化及殘余壓應(yīng)力是提高材料疲勞強(qiáng)度的主要因素。一方面，經(jīng)激光沖擊強(qiáng)化后，TC4雙相鈦合金晶粒得到細(xì)化，晶界數(shù)量增多，晶體中的高密度位錯(cuò)、孿晶和其他結(jié)構(gòu)缺陷會(huì)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，使得金屬材料更難發(fā)生塑性變形，從而抑制裂紋擴(kuò)展，提高疲勞強(qiáng)度。另一方面，激光沖擊后，合金表面硬度及殘余壓應(yīng)力顯著提高，在實(shí)際受載時(shí)，殘余壓應(yīng)力可以抵消一部分外載荷的作用，從而提高疲勞性能。經(jīng)2次沖擊強(qiáng)化作用時(shí)疲勞強(qiáng)度增幅最大，而沖擊強(qiáng)化3次時(shí)，增幅明顯降低，這主要是由殘余壓應(yīng)力增幅及晶粒細(xì)化效果隨沖擊次數(shù)的增加而減弱造成的。

3 結(jié) 論

(1) 經(jīng)激光沖擊后，TC4雙相鈦合金中β相晶粒細(xì)化，其細(xì)化機(jī)理為嚴(yán)重塑性變形使得β晶粒中產(chǎn)生位錯(cuò)，經(jīng)增殖、滑移后形成位錯(cuò)線(xiàn)、位錯(cuò)壁和位錯(cuò)胞，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)形成亞晶界，通過(guò)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶實(shí)觀(guān)晶粒細(xì)化。

(2) 激光沖擊強(qiáng)化作用可以顯著提高TC4鈦合金表面顯微硬度，并誘導(dǎo)生成殘余壓應(yīng)力，且隨著沖擊次數(shù)的增加，材料表面顯微硬度和殘余壓應(yīng)力值增加，但增幅逐漸減?。患す鉀_擊強(qiáng)化作用可以顯著提高材料疲勞強(qiáng)度，但提高幅度隨沖擊次數(shù)增加先增加后減小。