鈦合金激光沖擊強化過程中的晶粒旋轉和殘余應力演變

趙瑜霞

（航空工業江西洪都航空工業集團有限責任公司 江西 南昌 330096）

高周疲勞斷裂是飛機零部件常見的失效模式。激光沖擊強化作為一種先進的表面改性技術，由于能顯著提高疲勞壽命而得到了廣泛應用[1]。其基本強化機制是，LSP誘導的表層殘余壓應力能夠有效地抑制微裂紋的萌生和擴展[2]。與常用的噴丸法和球磨法相比，LSP能產生較深的殘余壓應力層，最大可達1 mm[3]，而噴丸法的殘余壓應力層不超過0.25 mm，且殘余壓應力的熱松弛較小[4-5]。噴丸處理會使材料產生強烈的加工硬化，對材料組織有害，而LSP處理則能明顯降低材料的組織。高而深的殘余壓應力對提高疲勞壽命有很大的貢獻[6]。

在激光沖擊過程中，吸收涂層通過吸收激光能量而變成等離子體。由于透明約束層和工件的限制，會產生激光沖擊波，并由表面向亞表面傳播（見圖1）。在激波作用下會產生強烈的塑性變形，其塑性變形遠大于材料的動態屈服強度[7]。實際上，在噴丸區域會出現由于強烈塑性變形而產生的高密度位錯[8]。一般來說，殘余應力、硬度和疲勞壽命與LSP的參數密切相關[9-12]。事實上，研究這些信息可以直接揭示LSP對材料性能的影響。LSP的參數比較容易控制，可以滿足具體的設計要求。因此，激光沖擊對提高工件的疲勞和損傷容限具有顯著的潛力。以往的許多研究都是基于各向同性、均勻的材料，采用數值方法對其殘余應力分布進行預測[13-14]，但缺乏基于材料各向同性的數值模型，該數值模型在研究和預測微觀組織演變及其與殘余應力的關系時，可以得到更明確的LSP作用機制。

圖1 LSP的工作原理

目前研究LSP過程中組織結構的變化和變形機理，以及LSP過程中組織與殘余應力的關系，通常選用Ti-6Al-3.5Mo-1.8Zr(TC11)航空鈦合金作為實驗材料。該材料具有良好的熱穩定性、熱強度和較高的使用溫度（可達500 ℃）[15-16]。TC11已廣泛應用于航空航天工業，但是，對于LSP TC11鈦合金的顯微組織及其與殘余應力的關系，目前還沒有類似的研究。

1 實驗原理

1.1 材料

TC11鈦合金為3 mm厚的軋制板材，從該鋼板上切取標本，尺寸為15 mm×20 mm×3 mm，TC11鈦合金的表面組織如圖2所示，見有初生長條狀α-晶粒（體積占80%）和間隔狀β-晶粒（體積占20%），α-晶粒的平均尺寸約為40 μm長，10 μm寬。

圖2 TC11的表面微觀結構

1.2 表面處理

用600號、1 000號、2 000號和3 000號砂紙對試樣進行濕砂處理，然后用酒精超聲清洗2～3分鐘。隨后，采用電解拋光技術，選用乙酸和高氯酸的比例為20:1作為電解質。電解拋光在2 000 mL玻璃燒杯中進行，使用TPR-6405D直流電源。電流強度和電壓控制在40～50 A/dm-2和65～75 V之間。電解拋光30 s后，用去離子水沖洗樣品。

1.3 激光沖擊強化（LSP）

激光沖擊強化實驗是在高功率轉換釹玻璃調Q激光器上進行的。激光波長為1 054 nm，脈沖持續時間為10 ns。光斑直徑和功率密度分別為3 mm和7 GW/cm2。透明約束層采用2 mm厚的水層，吸收層采用鋁箔膠帶。鋁箔吸收激光能量后會產生激波并轉化為等離子體，同時保護試樣表面不受熱燒蝕。重疊率保持50%，相鄰激光光斑間距為1.5 mm，見圖3。

圖3 平面樣品上的激光光斑序列

1.4 殘余應力與織構

用標準x射線衍射技術，根據sin2ψ方法測定了原始樣品和激光拋射樣品表面和近表面的殘余應力。利用Cu/Kα輻射測量了六方α相的致密堆積面和孿晶面{0002}和{11-22}處的晶格應變。實際上，可以得到的是一系列的散射角。布拉格定律給出了平面間距與衍射角的關系：

其中dhkl為平面間距，2θhkl為特定hkl平面的衍射角，λ為x射線波長。由sin2ψ方法給出恒定波長下某一特定方向的殘余應力：

其中σФ和EФ為某一特定方向上的殘余應力和模量，dhkl為平面間距，d0hkl為原始平面間距，ψ為樣品法線方向與衍射矢量之間的夾角，為泊松比。并對比了軋制方向和橫向的殘余應力。同時，在相同的輻射條件下，用X射線衍射測角儀測量每個樣品的極點圖{10-10}、{0002}和{11-22}。極點圖上是通過Maud軟件計算得出。

2 結果與討論

2.1 晶粒轉動

原始樣品和LSP樣品{10-10}、{0002}和{11-22}的極點圖如圖4所示。一般來說，原始樣品和LSP樣品的織構都具有較強的{0002}基向織構、{10-10}滾向織構，且對{11-22}面沒有明顯的擇優取向。但對（a）（b）（c）的詳細分析發現，{10-10}面幾乎全部朝向滾轉方向（RD），而主要的{0002}面朝向法線方向，橫向擴散明顯。對比（d）（e）（f）可知，LSP后，{0002}面很大程度上變成了TD面，因此，{0002}的優選取向明顯降低。對于{10-10}和{11-22}紋理的變化，幾乎分辨不出來。

圖4 原始樣品的（a）{10-10},（b）{0002},（c） {11-22}極點圖以及LSP后樣品的（d）{10-10},（e）{0002}, （f）{11-22}極點圖

如圖1所示，在LSP過程中，噴丸區域發生了劇烈的塑性變形。由于β晶粒的比例小于20%，可以認為主要變形是由α晶粒造成的。從晶體學角度看，{0002}和{11-22}分別為α-晶粒的致密堆積面和孿晶面。{0002}<11-20>是α相唯一的滑移體系，具有封閉堆積的六邊形結構。在LSP過程中，壓力等離子體對表層的影響呈法線方向。結合織構數據，{0002}<11-20>滑移系的施密特系數（Schmidt number,Sc）接近于0。等離子體的作用時間在9～10 s[17]。因此，可以認為滑移系統難以啟動，孿晶是α晶粒塑性變形的主要組成部分。由于大量的{11-22}孿晶發生，大量的{0002}面轉向TD。這與紋理的演變是一致的：{11-22}面的變化很小，而{0002}面的變形明顯。

2.2 殘余應力演變

圖5和圖6顯示了不同反射條件下{0002}和{11-22}面的面間距分布。對于{0002}面，如圖5所示，TD方向的原始殘余應力為拉應力（10 Mpa），RD方向的原始殘余應力為壓應力（-20 Mpa）。LSP處理后，所有殘余應力均變為壓應力，TD方向為-350 Mpa，RD方向為-640 Mpa。對于{11-22}面，如圖6所示，原始試樣的殘余應力基本相同，兩個正交方向的殘余應力均為115 Mpa。但經LSP處理后，均轉變為不同值的壓應力。TD為-327 MPa,RD為-458 MPa。

圖5 不同反射條件下{0002}面的面間距分布

圖6 不同反射條件下{11-22}面的面間距分布

對于原始試樣，致密層{0002}的殘余應力在TD和RD中呈相反的符號，TD中的拉應力增強了孿晶產生所必需的剪應力，而RD中的壓應力則起到相反的作用。因此，{0002}面在孿晶過程中轉向TD。LSP處理后，大量孿晶導致TD中{0002}面擴散。各向異性孿晶導致兩個方向的殘余應力存在顯著差異。這是因為孿晶發生時，應力會轉移到相鄰晶粒，然后松弛。

對于孿晶面{11-22}，TD和RD的原始殘余應力是均勻的，LSP處理后，應力像{0002}面一樣被分割。可以認為這與各向異性孿晶產生的原因相同。同時，面間距與sin2(Ψ)之間存在明顯的非線性關系，這可能是由于晶體大規模定向排列及塑性粒間變形所致。

3 結論

通過研究激光沖擊強化對TC11鈦合金晶粒取向和殘余應力的影響。可以得到如下結論：①原始樣品具有較強的{0002}基織構，經激光沖擊強化后，{0002}基織構明顯向橫向轉變；②原始殘余應力在橫向（TD）和軋制方向（RD）均為115 Mpa左右，但經LSP處理后，均轉變為不同值的壓應力，TD為-327 MPa, RD為-458 MPa。