激光沖擊強化TC4雙相鈦合金過程中β相的細化機理

紀飛飛

(1.蘇州健雄職業技術學院，蘇州 215411；2.江蘇大學機械工程學院,鎮江 212013)

0 引 言

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

金屬構件的疲勞性能與其表面結構完整性密切相關。激光沖擊強化(Laser shock peening，LSP)技術具有非接觸、無熱影響區、高性能、低變形、高柔性等突出優點，能夠顯著細化材料晶粒、誘導材料發生塑性變形、產生表面殘余壓應力，從而提高構件的疲勞性能[4-6]。目前關于激光沖擊強化微觀機理的研究主要圍繞晶粒尺寸以及微觀形貌特征方面展開。LU等[7]對ANSI 304不銹鋼進行激光沖擊強化處理，研究發現面心立方(fcc)材料的多向機械孿晶交叉作用以及位錯運動是高應變速率塑性變形作用下晶粒細化的兩大主要機制，多次激光沖擊能實現納米尺度的晶粒細化；LU等[8]對工業純鈦進行多次激光沖擊強化，發現近表層的晶粒細化機理主要為亞微米尺度的多方向機械孿晶相互作用以及納米尺度的次生機械孿晶和位錯墻的相互作用。REN等[9]對Ti6Al4V鈦合金進行激光沖擊強化后發現，其α相(密排六方結構，hcp)中多方向的孿晶相互作用和位錯運動共同起到了晶粒細化作用，同時β相(體心立方結構，bcc)中大量的位錯經運動并堆積后形成了位錯纏結、位錯壁等微觀結構，并隨著位錯密度的不斷增加，形成了新的晶界，從而實現了晶粒細化。AO等[10]研究發現，β相晶粒主要通過橫、縱向的位錯滑移、堆積、纏結和重排作用而發生細化。關于金屬材料在激光沖擊強化時的晶粒細化機理可總結為以下3種模式：(i)嚴重塑性變形引起的位錯運動形成位錯纏結和位錯壁等結構，在進一步堆積、擠壓后形成亞晶界，并通過動態再結晶實現晶粒細化；(ii)多方向孿晶結構相互碰撞、湮滅，切割粗大晶粒從而實現晶粒的細化；(iii)位錯運動與孿晶結構的協同作用實現晶粒細化。目前鈦合金激光沖擊強化機理的研究報道大多集中于單相鈦合金上，α+β雙相鈦合金中β相晶粒細化機理的研究報道較少。因此，作者對TC4雙相鈦合金進行激光沖擊強化處理，采用透射電子顯微鏡(TEM)對沖擊前后材料表面微觀形貌特征進行了分析，研究了超高應變速率塑性變形作用下β相的微觀結構動態演變行為和位錯滑移類型對微觀結構特征的影響，描述了β相在激光沖擊強化作用下的晶粒細化機理，從而為實現TC4雙相鈦合金材料復雜構件的表面改性，提高構件疲勞壽命，促進損傷構件的再制造提供理論指導。

1 試樣制備與試驗方法

試驗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生氧化反應。采用納秒Gaia型激光沖擊強化裝置進行激光沖擊強化試驗，通過Nd…YAG型激光器震蕩產生脈沖輻照試樣表面，采用鋁箔作為吸收層，液態水作為約束層。為了研究不同塑性變形程度下材料表面微觀結構動態演變行為，將板狀試樣分為4個區域，分別進行激光沖擊0次、1次、2次和3次。激光沖擊強化試驗參數如下：波長為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。進行激光沖擊時，保持激光光源位置不變，采用庫卡機器人機械手KR30-3夾持試樣，按照如圖1所示的沖擊路徑來調整位置，通過機械手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將圓片減薄至10 μm后，采用FEI F20型透射電子顯微鏡觀察顯微組織。采用X-350A型 X射線衍射儀和sin2ψ法測定殘余應力，采用銅靶，Kα射線，管電壓為22 kV，管電流為6 mA，準直管直徑為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型顯微硬度計測試顯微硬度，載荷為1.96 N，保載時間為10 s，重復測10次取平均值。采用MTS Landmark型液壓伺服測試裝置開展室溫高周疲勞測試，測定沖擊試驗前后材料的疲勞強度，工作頻率為110 Hz，高周疲勞試驗的峰值應力為330 MPa，應力比為0.2，標準疲勞試樣原始標距尺寸為43.76 mm×20 mm×3 mm。

2 試驗結果與討論

2.1 激光沖擊強化前后顯微組織的變化

由圖2可知，激光沖擊強化前TC4雙相鈦合金主要由等軸α相和細長的β相組成，其中β相內存在一定數量的位錯，而α相內沒有觀察到明顯的缺陷。這是由于bcc結構的β相具有更多的滑移系，冷軋時更容易發生塑性變形[11]。由反傅里葉變換(IFFT)圖可知，在β相中位錯的主要類型為(110)晶面的柱面〈a〉位錯和(111)晶面的塔型〈c+a〉位錯。激光沖擊強化處理前TC4鈦合金的平均晶粒尺寸約為 21.33 μm。

圖2 激光沖擊強化處理前TC4雙相鈦合金的TEM形貌及位錯類型

由圖3可知，當TC4雙相鈦合金經過1次激光沖擊強化處理發生塑性變形后，β相內位錯缺陷更加密集，呈多方向延伸分布的位錯線結構。位錯線處主要為(100)晶面的基面〈a〉位錯和(111)晶面的塔型〈c+a〉位錯。兩種位錯沿著不同晶面增殖、塞積，阻礙彼此的進一步擴展而形成了基面-塔型位錯鎖結構[12]。單次激光沖擊強化作用后，鈦合金的平均晶粒尺寸約為9.65 μm，與未沖擊強化時相比，晶粒明顯得到細化。

圖3 激光沖擊強化1次后TC4雙相鈦合金的TEM形貌及位錯類型

圖4 激光沖擊強化2次后TC4雙相鈦合金的TEM形貌及位錯類型

由圖5可知，TC4雙相鈦合金經3次激光沖擊強化處理后，塑性變形進一步加劇，但β相內的位錯密度呈現出明顯的下降趨勢。新增殖的位錯進一步堆積，擠壓位錯壁處的原有位錯，晶界兩側應力集中加劇，晶界處于非平衡狀態，促進了晶體的旋轉，從而生成了一定數量的亞晶界結構。為使能量最小并使內部結構受力處于平衡狀態，亞晶界會進一步吸收鄰近區域的位錯，形成更多的亞晶界。這些亞晶界通過連續動態再結晶演變最終形成相對穩定的大角度晶界，分割原始粗晶粒，從而實現晶粒細化。β相內的亞晶界主要由(112)晶面的塔型〈c+a〉位錯和(101)晶面的柱面〈a〉位錯相互作用形成，這些相互作用的位錯形成了亞晶界界面處的位錯鎖。此外，在應力作用下，晶體中的原子開始移動和重新排列，形成了一種新的微觀結構。這種微觀結構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3次激光沖擊強化作用后，TC4雙相鈦合金的平均晶粒尺寸約為4.68 μm。

圖5 激光沖擊強化3次后TC4雙相鈦合金的TEM形貌及位錯類型

由圖6可知，經激光沖擊強化處理后，TC4雙相鈦合金中β相晶粒細化主要通過以位錯滑移機制為主的微觀結構演變過程實現：沖擊強化處理前試樣中β相內存在一定數量的柱面〈a〉位錯和塔型〈c+a〉位錯；激光沖擊后，誘導鈦合金發生塑性變形，β相因具有較多的滑移系而優先產生位錯滑移，位錯首先通過增殖、滑移形成多方向分布的位錯線，這些位錯主要為基面〈a〉位錯和塔型〈c+a〉位錯；隨著塑性變形加劇，位錯線周圍不斷吸收、聚集更多的位錯，形成位錯壁和位錯胞，此時位錯主要為塔型〈c+a〉位錯和基面〈a〉位錯；塑性變形幅度進一步加大后，新增殖的位錯堆積并擠壓位錯壁處已有位錯，促進β晶粒中亞晶界結構生成，亞晶界主要由塔型〈c+a〉位錯和柱面〈a〉位錯構成。亞晶界兩側受力作用發生塑性變形，導致晶格發生畸變、旋轉而處于非平衡狀態，最后通過動態再結晶，小角度不穩定亞晶界逐漸轉變為大角度穩定晶界，分割晶粒從而實現晶粒細化。

圖6 β相晶粒細化機理

2.2 激光沖擊強化前后殘余應力的變化

高能激光沖擊波誘導金屬材料表層迅速氣化形成等離子體，并進一步吸收激光熱量而迅速揮發，從而在約束層作用下，形成超強沖擊波產生沖擊力，使得材料沿深度方向發生塑性變形，導致晶粒擠壓、扭曲，產生位錯、孿晶等微觀缺陷。當沖擊波作用消失后，塑性變形區域受周圍材料的限制和反作用，在平行于沖擊表面的平面上會產生應力場，從而誘導形成殘余壓應力[5]。由圖7可以看出：未沖擊TC4鈦合金表面存在70～95 MPa的殘余拉應力，且沿深度方向殘余拉應力變化不大；激光沖擊強化作用后，合金表面的殘余拉應力轉變為殘余壓應力，且殘余壓應力隨深度增加而下降，影響深度約為1 000 μm；沖擊強化1次、2次和3次后，試樣表層最大殘余壓應力分別為785，890，1 020 MPa，隨著強化次數的增加，材料塑性變形加劇，殘余壓應力增大。當塑性變形達到一定程度后，位錯等微觀缺陷會導致材料出現硬化現象，且隨著沖擊次數的增加，材料硬化越顯著，因此殘余壓應力增幅逐漸減小。

2.3 激光沖擊強化前后力學性能的變化

未沖擊及激光沖擊強化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，材料表層發生超高應變速率塑性變形而產生位錯等缺陷，不斷增殖的位錯通過位錯滑移、堆積、層錯堆垛等方式形成位錯線、位錯壁、位錯胞及位錯墻。根據Taylor公式，材料的硬度與位錯密度呈線性相關[14]，因此激光沖擊后鈦合金硬度提高，且隨著沖擊強化次數增加，塑性變形程度加劇，位錯缺陷增多，硬度進一步增大。然而，隨著位錯的不斷增殖，塑性變形抗力也在提高，因此多次激光沖擊的強化效果逐漸減弱，硬度增幅隨沖擊強化次數增加而減小。

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

3 結 論

(1) 經激光沖擊后，TC4雙相鈦合金中β相晶粒細化，其細化機理為嚴重塑性變形使得β晶粒中產生位錯，經增殖、滑移后形成位錯線、位錯壁和位錯胞，位錯運動形成亞晶界，通過動態再結晶實觀晶粒細化。

(2) 激光沖擊強化作用可以顯著提高TC4鈦合金表面顯微硬度，并誘導生成殘余壓應力，且隨著沖擊次數的增加，材料表面顯微硬度和殘余壓應力值增加，但增幅逐漸減小；激光沖擊強化作用可以顯著提高材料疲勞強度，但提高幅度隨沖擊次數增加先增加后減小。