400℃高周疲勞下TC17超聲沖擊強化表面狀態演化規律研究

關鍵詞：TC17鈦合金；超聲沖擊強化；表面狀態；高周疲勞；演化規律 中圖分類號：V261 DOI：10.3969/j.issn.1004-132X.2025.04.016 開放科學（資源服務）標識碼（OSID）：

Investigation on Evolution Laws for Surface States of TC17 Alloy Induced by UIT during High-cycle Fatigue at 400^°C （204號

TAN Liang1，2*FAN Yi³ YAO Changfeng1.2 1.Key Laboratory of High Performance Manufacturing for Aero Engine，Ministry of Industry and Information Technology，Northwestern Polytechnical University，Xi'an，710072 2.Engineering Research Center of Advanced Manufacturing Technology for Aero Engine， Ministry of Education，Northwestern Polytechnical University，Xi'an，710072 3.Shaanxi Aikespu Electromechanical Technology Co.，Ltd.，Xi'an，710061

Abstract： Based on UIT experiments， surface state measurement and tension-tension high cycle fatigue tests at 400^°C ，the evolution laws of surface roughness， surface morphology，residual stress， microhardness，and microstructure of TC17 alloy were investigated. Results show that，compared with the surface states of the UIT processed specimen，after 1h heating treatment at 400°C ，the value of surface roughness Ra increases from 0.46μm to 0.67μm ，the surface microhardness decreases from to 450HV0.025 ，the surface compressive residual stress decreases from -640MPa to -525MPa ，the maximum value of compressive residual stress decreases from -1088MPa to -776 （20 MPa ，and the depth of plastic deformation layer decreases from 20μm to 13μm . After fatigue failure of the specimen at 400^°C ， the value of surface roughness Ra is as 1.22μm ， the depth of compressive residual stress layer is as 70μm ，the depth of plastic deformation layer is as 9μm ，and the subsurface equiaxed α phase transforms into elongated strips，the average grain area increases from 11.8μm² to 34μm² ：

Key words： TC17 titanium alloy; ultrasonic impact treatment（UIT）； surface state; high-cycle fatigue;evolution law

0 引言

航空發動機是國之重器，體現了國家的科技水平和綜合實力。TC17鈦合金因具有強度高、塑性好、耐腐蝕、高溫性能優異等特點，被廣泛應用于制造航空發動機風扇和壓氣機葉片和整體葉盤等關鍵重要轉動構件[1]。該類構件要求在集高速、高壓、高溫、復雜振動于一體的極端環境條件下服役壽命達上萬小時，先進航空發動機末級高壓壓氣機溫度可達 1000K ，壓力接近40個標準大氣壓。在如此極端服役工況下，該類轉動構件極易發生疲勞失效。現有資料表明，航空構件疲勞失效中 80% 以上的疲勞裂紋起始于表面加工缺陷或損傷，如切削刀痕、表面微裂紋、表層應變硬化、表層組織損傷、表層殘余拉應力等。因此，表面狀態對構件疲勞性能有著至關重要的影響。

為改善該類轉動構件的加工表面狀態，提高疲勞性能，通常采用表面強化對構件進行處理，但表面強化引入的表面狀態在構件服役過程中不斷演化，不同特征演化規律復雜，衰減速率各不相同。超聲沖擊強化（ultrasonic impact treatment，UIT）是一種新型的表面強化方法，該工藝可降低構件表面粗糙度，同時在表層引入較深的殘余壓應力和應變硬化層[2-4]。在超聲沖擊強化工藝參數對表面狀態和疲勞性能影響研究方面，PANIN等[5]研究了純鈦試件經超聲沖擊強化后表層納米結構中的非晶體學變形機制，在試樣表面下20μm 和 50μm 處觀察到含有位錯和孿晶的 α -Ti晶粒；OHTA采用有限元法分析了沖擊頭半徑對殘余應力分布的影響，發現表面等效塑性應變與最大等效塑性應變之比與表面殘余應力之間存在相關性;DEKHTYAR 等7研究發現，與未強化試樣相比，超聲沖擊強化后Ti-6Al-4V鈦合金試樣旋轉彎曲疲勞強度提高約 60% ；查旭明等[8]詳細總結了超聲沖擊強化工藝參數對鈦合金表層微觀結構和微觀力學性能的影響規律；殷暢等[9]研究發現，超聲沖擊強化后 20Cr2Ni4A 鋼表面殘余奧氏體的含量由 11% 降低至 0.5% ，表面顯微硬度由724HV提高到 992HV ；曹小建等[10]研究表明，與未強化試樣相比，去應力退火及固溶時效TC4鈦合金試樣在 1×10⁸ 循環周次下疲勞強度分別提高了 7.0% 和 10.7% ;李鳳琴等[11]研究發現，TC4鈦合金超聲沖擊強化表面殘余應力隨著靜壓力的增大呈現先增大后減小的趨勢，當靜壓力為 500～800N 時能獲得較好的表面狀態，靜壓力超過 800N 后表面產生微裂紋損傷；TAN等[12]研究了超聲沖擊強化靜壓力和進給速度對表面粗糙度、殘余應力、顯微硬度和微觀組織的影響規律;ZHOU等[13揭示了TC17鈦合金銑削一超聲沖擊強化復合加工表面狀態重構規律，銑削加工表面狀態對超聲沖擊強化后表面殘余應力影響較小；WU等[14-15]研究了超聲沖擊強化TC4鈦合金近凈成形葉片表面幾何形貌和殘余應力的形成機理，實現了葉片精密切削加工和超聲沖擊強化的工藝集成。

在疲勞循環過程中表面狀態演化研究方面，毛淼東[16]通過試驗研究發現，當應變幅低于0.4% 時，TC4鈦合金晶粒大小無顯著改變，而應變幅高于 1.2% 時，表面細化的納米晶粒尺寸逐漸變大；MALEKI等[i7]研究發現，噴丸強化后AISI1060鋼試樣疲勞循環初期殘余應力衰減速率較高，之后有所降低；LEGUINAGOICOA等[18]研究發現，34CrNiMo6高強度合金鋼噴丸強化表面殘余應力松弛量隨著外載荷的增大而增大，軸向拉伸疲勞試驗過程中殘余應力衰減量高于旋轉彎曲疲勞試驗過程中殘余應力衰減量；鐘麗瓊等[19]分析了載荷形式對TC11鈦合金噴丸強化顯微硬度演化的影響，發現拉壓疲勞后，未經過噴丸強化的試樣表層硬度略微增加，而經過噴丸強化的試樣表層硬度梯度分布明顯下降，拉拉疲勞后，表面硬度值均呈現增大趨勢;GILL等[20]研究表明，常溫低周疲勞過程中深冷滾壓強化 Ti-6Al-4V 鈦合金殘余壓應力松弛程度不超過峰值應力的 50% ，而高溫下殘余壓應力最大松弛程度可達到峰值應力的 70% ;SAALFELD等[21]研究了不同應力幅值對滾壓強化SEA1045鋼殘余壓應力演化的影響，結果表明殘余壓應力衰減速率隨應力幅值的增大而增大，殘余應力的衰減導致疲勞壽命提高效果受限；HAN等[22]研究了噴丸強化和滾壓強化Ti60鈦合金表面狀態在常溫和 450^°C 拉/壓疲勞過程中的演化規律，結果表明，滾壓強化試樣的殘余壓應力衰減速率低于噴丸強化試樣的殘余壓應力衰減速率，且由于循環軟化作用表層顯微硬度均有所降低；章海峰等[23]研究了激光噴丸IN718鎳基高溫合金殘余應力的高溫松弛行為，800^°C 保溫 300min 時，殘余應力松弛幅度達82.14% 。

從以上分析中可以看出，現有研究主要集中在TC4鈦合金、高強度鋼等材料噴丸強化表面狀態演化規律上。本文以TC17鈦合金為研究對象，開展超聲沖擊強化表面粗糙度、表面幾何形貌、表層殘余應力場、表層顯微硬度場和表層微觀組織等在 高周疲勞過程中的演化規律研究。

1試驗過程

1.1 試驗材料及方法

研究用材料為TC17鈦合金，它是一種 α+β 型鈦合金，名義成分為 Ti^-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr 。熱處理制度為：固溶 800°^°，4h ，水冷；時效620^°C，8h ，空冷。TC17鈦合金化學成分見表1，物理及力學性能見表2。

依據《HB5287—1996金屬材料軸向加載疲勞試驗方法》，疲勞試樣尺寸幾何形狀和尺寸如圖1a所示。疲勞試樣制備方式為線切割下料 $$ 車削 $$ 超聲沖擊強化。首先采用慢走絲線切割機切取 ?15mm×70mm 圓棒試樣；然后在 HK63/ 1000型數控車床上進行車削加工，工藝參數為主軸轉速 、車削深度 0.2mm 、進給量0.06mm/r ；最后采用超聲沖擊強化設備在數控車床上進行強化加工，工藝參數為振動頻率34kHz 、沖擊頭振幅 6μm 、沖擊頭與試樣表面的過盈量 0.01mm 、主軸轉速 50r/min 、進給量0.04mm/r 。超聲沖擊強化設備由超聲波發生器、換能器、變幅桿、沖擊頭及其他附屬配件組成，如圖1b所示。變幅桿為錐度變幅桿，沖擊頭為直徑4mm 的金剛滾珠。開始強化前通過塞尺判斷沖擊頭與試樣表面的距離，完成對刀操作；之后，按照過盈量 0.01mm 和試樣形狀尺寸編寫數控程序進行加工，加工過程中采用油霧潤滑，加工現場如圖1c所示。

1.2 表面狀態特征測試方法

圖2為TC17鈦合金疲勞試樣表面狀態特征測試示意圖。表面粗糙度和表面幾何形貌采用MarSurfXR20 輪廓儀進行測量，取樣長度為0.8mm ，評定長度為 5.6mm 。為了減小測量誤差，在圓周方向均布4個測量位置，每個位置沿試樣軸向測量表面粗糙度，取平均值作為測試結果。表面幾何形貌采用MarSurfXR2O的三維幾何形貌功能采樣，取樣面積為 1mm×1mm ，采樣間距設置為 0.02mm ，測量速度為 0.5mm/s 。

殘余壓應力采用PROTOLXRDMG2000殘余應力測試分析系統進行測試，測試參數為：室溫，同傾固定 Ψ 法，高斯函數近似法定峰，靶材Cu-Kα ，靶電壓 25kV ，靶電流 20mA ，衍射晶面（213），衍射角 142^° ，曝光時間 2s ，曝光次數10，光圈大小 2mm，X 射線入射角范圍 ±25^° 。采用浸泡腐蝕法從試樣表面開始逐層剝離材料，剝層操作和殘余應力測試交替進行，以便獲得不同深度下的殘余應力。浸泡腐蝕液配比為： 30mL 氫氟酸、 30mL 濃鹽酸、 15mL 濃硝酸、 25mL 水，剝層腐蝕深度由浸泡時間控制。

表層顯微硬度和表層微觀組織測試需要從疲勞試樣上切取并制備金相試樣，金相試樣的制備步驟為：取樣 → 鑲樣→"磨樣→" 拋光。表層顯微硬度采用FM-800維氏顯微硬度計進行測試，試驗載荷為 0.196N ，保持載荷時間為 10s 。通過測量壓痕尺寸得到維氏顯微硬度值，為了減小測試誤差，同時獲得深度方向每間隔 10μm 的顯微硬度值，在保證壓痕清晰可見的情況下，壓痕點位呈斜線分布，即兩相鄰壓痕中心之間沿深度方向距離為 10μm ，水平方向距離大于 30μm 。表層微觀組織采用HeliosG4CX掃描電子顯微鏡進行觀察，觀察前需要對金相試樣進行腐蝕，腐蝕液配比為： 5mL 氫氟酸、 .25mL 硝酸、 70mL 水，腐蝕時間為 13～15s 。腐蝕時，用棉簽蘸取少許腐蝕液對金相試樣表面擦拭 20～30s ，之后用吹風機吹干，放置掃描電子顯微鏡下進行觀察。

1.3 高溫高周疲勞試驗方法

根據航空發動機TC17鈦合金整體葉盤服役工況，設計標準試樣疲勞試驗為拉-拉疲勞，溫度為 400^°C ，最大應力為 600MPa ，應力比為0.1，加載形式為正弦波。疲勞試驗在QBG-50高頻疲勞試驗機上進行，加熱爐溫度升高到 400^°C 后保溫 ，開始加載循環載荷。 400^°C 高周疲勞試驗現場如圖3所示。

為研究從疲勞循環開始至最終斷裂過程中疲勞試樣表面狀態特征的演化規律，由超聲沖擊強化試樣斷裂時的疲勞壽命 N_UIT 確定后續試樣的疲勞循環周次，分為設定為初始狀態保溫 ¹h 710^-2N_UT?10^-1N_UT 和 N_UIT ，取下試樣進行表面狀態特征測試， 400^°C 高周疲勞試驗方案見表3。

2結果與討論

2.1表面粗糙度與表面幾何形貌演化規律

圖4所示為TC17鈦合金超聲沖擊強化試樣在 400^°C 高周疲勞過程中表面粗糙度的演化規律。對比UIT-O和UIT-1試樣表面粗糙度可知，

溫度對表面粗糙度的影響較大， 400^°C 下保溫 ¹h 后試樣表面粗糙度 Ra 由 0.46μm 增大到0.67μm ；疲勞循環載荷加載后，試樣表面粗糙度隨循環周次的增加而增大，疲勞循環周次從0增加到4.17×10⁴ 階段，表面粗糙度急劇增大；疲勞循環周次從 4.17×10⁴ 增加到 4.17×10⁶ 階段，表面粗糙度增速較緩；試樣疲勞斷裂后表面粗糙度 Ra 為 1.22μm 。

根據 400^°C 高周疲勞過程中表面粗糙度的演化特點，采用指數增長函數形式對圖4中表面粗糙度數據進行擬合，得到表面粗糙度與疲勞循環周次的關系模型如下：

Ra=0.089N^0.301+0.673

圖5所示為超聲沖擊強化試樣在 400^°C 高周疲勞過程中表面幾何形貌的演化規律。如圖5a所示，UIT-O試樣超聲沖擊強化初始表面幾何形貌較為均勻，表面局部區域呈現凸起狀，這是由于超聲沖擊強化時沖擊頭磨損的碎屑被重新擠壓到工件表面所致。UIT-1試樣在 400^°C 保溫 ¹h 后，表面幾何形貌峰谷高度差有所增大；對比UIT-2和UIT-3試樣可以看出，隨著循環周次的增加，試樣表面幾何形貌不平整度也逐漸增大；UIT-4疲勞斷裂試樣表面幾何形貌波峰呈無規則分布，無明顯的超聲沖擊強化加工痕跡，表面不平整度急劇增大。由此可以得出，高溫和疲勞循環周次均使表面幾何形貌變得越來越粗糙。分析表面粗糙度和表面幾何形貌變化的原因可歸結于兩個方面：首先，在升溫和降溫過程中，材料表面與內部存在溫度梯度，產生熱應力，導致表面出現局部塑性流動，增加表面粗糙度；其次，在拉-拉疲勞循環過程中，粗糙表面波谷位置局部發生塑性流動，材料滑移擠出，甚至產生微小裂紋，導致表面輪廓發生變化，表面幾何形貌也隨之改變。

2.2 顯微硬度梯度分布演化規律

圖6所示為TC17鈦合金超聲沖擊強化試樣在 400^°C 高周疲勞過程中表層顯微硬度分布演化規律。可以看出，超聲沖擊強化在TC17鈦合金表層構筑了高顯微硬度梯度場。初始狀態UIT-O試樣表面顯微硬度約 630HV0.025 ，硬化層深度約 140μm ，基體顯微硬度在 390HV0.025～ 400HV0.025 范圍內，表面硬化程度為 60% 400 °C 保溫 ¹h 后UIT-1試樣表面顯微硬度約450HV0.025 ，硬化層深度約 80μm ，基體顯微硬度在 360HV0.025～370HV0.025 范圍內；對比UIT-O和UIT-1試樣可知， 400^°C 保溫 ¹h 后表面顯微硬度下降了 28.6% ，硬化層深度減小了42.9% ，基體顯微硬度下降了 7.6% 。這一現象說明，TC17鈦合金超聲沖擊強化后表層和基體材料在高溫下會發生軟化，導致硬化層深度和顯微硬度值均減小。對比UIT-2、UIT-3和UIT-4試樣可知，疲勞循環開始后，UIT-2試樣表面顯微硬度急劇減小，約 426HV0.025 ；之后UIT-3試樣表面顯微硬度繼續減小至約411HV0.025；隨后表面顯微硬度下降速度減緩，直至UIT-4斷裂試樣表面硬度約為 405HV0.025 ，硬化層深度約為80μm 。分析可知，在疲勞裂紋萌生階段，TC17鈦合金晶粒塑性滑移受到表層加工硬化層的阻礙，塑性滑移在材料變形過程中會消耗能量，在微觀力學特征上表現為顯微硬度急劇下降；之后隨著疲勞循環周次增加直至斷裂過程中，主要表現為疲勞裂紋尖端能量耗散過程，顯微硬度下降速度有所減緩。UIT-4斷裂試樣的顯微硬度整體低于其他試樣的顯微硬度，說明試樣斷裂瞬間也耗散了大量能量。ZAROOG等[24]同樣發現，2024-T351鋁合金顯微硬度隨疲勞循環周次增加呈現下降趨勢。顯微硬度降低主要受兩方面因素影響，一是在 400^°C 保溫 條件下，TC17鈦合金表層晶粒尺寸有變大趨勢，晶粒尺寸越大，材料屈服強度越低；另一方面是TC17鈦合金屬于循環軟化材料，在疲勞過程中材料不斷發生微區的循環塑性變形，導致顯微硬度不斷減小。

根據 400^°C 高周疲勞過程中顯微硬度梯度分布場的演化特點，采用指數衰減函數對圖6中顯微硬度數據進行擬合：

式中： H_HV 為顯微硬度； h 為表面下深度； A_HV 為顯微硬度初始幅值； λ_HV 為顯微硬度場衰減系數，決定著顯微硬度衰減到穩定值附近的快慢程度。

為了提高擬合精度，得到簡單合理的 A_HV 和λ_HV ，在擬合前對顯微硬度和表面下深度進行歸一化處理，將其轉變為量綱一量，歸一化公式為

X_nor=（X_act-X_min）/（X_max-X_min）

式中： X_nor 為歸一值； X_act 為實際測量值； X_max 為實際數據最大值； X_min 為實際數據最小值。

顯微硬度和表面下深度取值范圍為： H_HVmax= 650HV0.025，H_HVmin=350HV0.025，h_max=200 μm，h_min=0 。五組超聲沖擊強化試樣 400^°C 高周疲勞試驗過程中顯微硬度擬合模型如下：

圖7所示為顯微硬度梯度分布歸一化后的擬合結果，擬合后決定系數 R²gt;0.80 ，說明曲線擬合程度較好、精度較高，用指數衰減函數可以很好地表征 400^°C 高周疲勞過程中TC17鈦合金超聲沖擊強化顯微硬度梯度分布曲線。

由式（4）分析可得，從UIT-0至UIT-4試樣顯微硬度初始幅值 A_HV 逐漸減小，說明表面顯微硬度值不斷減小，其中UIT-O到UIT-1的 A_HV 變化幅度最大，說明溫度對表面顯微硬度值影響顯著。從UIT-O至UIT-3試樣顯微硬度衰減系數λ_HV 絕對值逐漸減小，表明表層顯微硬度下降速率有所降低；UIT-4試樣 λ_HV 絕對值最大，表明斷裂試樣表層顯微硬度下降速率最大。

2.3殘余應力梯度分布演化規律

圖8所示為TC17鈦合金超聲沖擊強化試樣在 400^°C 高周疲勞過程中表層殘余應力梯度分布演化規律。可以看出，超聲沖擊強化后TC17鈦合金表層殘余壓應力呈勺形分布，峰值殘余壓應力位于表面下 30～40μm 。UIT-O初始狀態試樣表面殘余壓應力約一 ?640MPa ，峰值殘余壓應力約 -1088MPa ，殘余壓應力影響層深度約220μm;400^°C 保溫 ¹h 后UIT-1試樣表面和峰值殘余壓應力有所松弛，表面殘余壓應力約一525MPa ，峰值殘余壓應力約 -776MPa ，殘余壓應力影響層深約 200μm 。常溫下試樣內部殘余壓應力與其屈服強度相互平衡，一旦高溫誘發屈服強度下降致使平衡被打破，則為了達到新的平衡狀態，殘余應力會發生松弛[24]。對比UIT-1、UIT-2和UIT-3試樣可知，隨著循環周次的增加，表層殘余壓應力不斷松弛，表面殘余壓應力由－525MPa減小到 -230MPa ，峰值殘余壓應力由－776MPa減小到 -484MPa ，但峰值殘余壓應力位置和殘余壓應力影響層深度幾乎不變。斷裂狀態UIT-4試樣表面殘余壓應力和峰值殘余壓應力均急劇減小，殘余壓應力影響層深度僅約 70μm 。ZHANG等[25]在研究微噴丸強化EA4T車軸鋼疲勞行為時也發現同樣的規律，并指出其原因為第一循環周次為準靜態松弛，第一循環周次之后殘余應力衰減速率下降，但斷裂時衰減量陡然增大，這是由于裂紋擴展及斷裂時殘余應力重新分布而造成的。當構件承受恒定載荷時，引入的殘余壓應力場基本上不發生松弛，但是當構件承受交變載荷時，材料的個別晶粒經過多周次的往復運動、增殖和堆積，導致相鄰晶粒發生位錯運動，從而發生屈服現象，這是導致殘余應力松弛的重要原因[26]。在隨后的循環加載過程中，TC17鈦合金位錯密度降低，發生動態回復效應，在宏觀上表現為循環軟化的現象，從而導致殘余應力進一步松弛[27]。疲勞斷裂階段，位錯運動更加顯著，殘余應力松弛就會更加明顯。

根據 400°C 高周疲勞過程中殘余應力梯度分布場的演化特點，采用下式余弦衰減函數對圖8中殘余應力數據進行擬合：

式中： σ_r 為殘余應力； A_σ 為殘余應力初始幅值； 為殘余應力場衰減系數，決定著殘余應力衰減到穩定值附近的快慢程度； ω_σ 為固有角頻率，決定著殘余壓應力峰值附近的變化快慢； θ_σ 為初始相位。

為了提高擬合精度，按式（3）對殘余應力和表面下深度進行歸一化處理。殘余應力和表面下深度取值范圍為； 350μm，h_min=0 。五組 400°C 高周疲勞試驗過程中試樣殘余應力擬合模型如下：

UIT UIT- （204號UI Γ-2：σ_r（h）=-75.812e^-7.979hcos（0.096h-1.566） UIT -3：σ_r（h）=-66.0172e^-9.790hcos（0.118h-1.568） UIT-4 ：σ_r（h）=-0.271e^-9.647hcos（-10.897h-1.632） 』

圖9所示為殘余應力梯度分布場歸一化后的擬合結果，擬合后決定系數 R²gt;0.85 ，說明曲線擬合程度較好、精度較高，用余弦衰減函數可以很好地表征 400^°C 高周疲勞過程中TC17鈦合金超聲沖擊強化殘余應力梯度分布曲線。

對比式（5）余弦衰減函數系數可知，在 400°C 保溫 ¹h 和試樣斷裂失效前后， A_σ 和 ω_σ 值發生突變，表明高溫和疲勞斷裂對殘余應力梯度曲線形式影響顯著；從UIT-1至UIT-3，λ。絕對值越來越大，表明殘余應力場衰減至穩定值附近的速率越來越快；從UIT-1至UIT- 3，θ_σ 數值變化不大，表明峰值殘余壓應力位置變化不大。

2.4表層微觀組織梯度分布演化規律

圖10所示為TC17鈦合金超聲沖擊強化試樣在 400^°C 高周疲勞過程中表層微觀組織梯度分布演化規律。從圖10a中可以看出，超聲沖擊強化在TC17鈦合金表層引入約 20μm 深的塑性變形層，超聲沖擊強化后表層晶粒發生嚴重塑性變形，由等軸晶粒變成方向一致的細長條狀。離表面距離越近，晶粒變形程度越大，塑性流變形成的切向流線與材料表面夾角越小，晶界變得模糊不清。表層微觀組織中高密度位錯使晶粒破壞阻力增大，增強了材料塑性變形抗力，進而提高了材料表層殘余應力和表層顯微硬度值。UIT-1試樣經過 400°C 保溫 ¹h 處理后，塑性變形層深度減小至約 13μm，400^°C 保溫 ^1h 過程中試樣表面發生軟化，部分晶粒變形得以恢復，所以其塑性變形層深度減小。疲勞載荷加載后，隨著循環周次的增加，UIT-1至UIT-3試樣塑性變形層深度變化不明顯；疲勞斷裂失效后，UIT-4試樣塑性變形層深度減小至 9μm ，同時表層顯微硬度和表層殘余應力明顯下降。

圖11所示為TC17鈦合金超聲沖擊強化試樣在 400^°C 高周疲勞過程中基體微觀組織演化規律。由圖11a可見，TC17鈦合金基體微觀組織為 β 相、等軸狀 α 相和長條狀 α 相組成，等軸狀 α 相含量較多。因此，本試驗用TC17鈦合金為等軸組織。 400°C 保溫 ¹h 后，由于受高溫作用，UIT-1試樣基體中 α 相由等軸狀逐漸轉變為短棒狀；疲勞載荷加載后，UIT-2至UIT-4試樣基體中等軸狀 α 相被拉長，逐漸轉變為長條狀，且長條狀 α 相含量逐漸增加；斷裂試樣基體微觀組織幾乎全部為長條狀 α 相。圖12所示為TC17鈦合金 400^°C 高周疲勞過程中統計的基體中 α 相面積變化規律。 400^°C 保溫 后， α 相面積未發生明顯變化，隨著疲勞循環周次的增加， α 相面積逐漸變大。由Hall-Petch關系可知，晶粒大小與顯微硬度有關，晶粒尺寸越大，顯微硬度越低，這也和前文數據相吻合。 α 相面積增大后，易發生斷裂的相界增多，強度低的β相需要更大的變形來協調整體變形[28]，從而造成更大的應力和應變集中，微裂紋更易擴展，所以超聲沖擊強化表層塑性變形層可抑制疲勞裂紋的萌生和早期擴展。由于疲勞試驗中設定溫度為 400^°C ，未達到相變溫度，所以表層基體微觀組織中并未發現 β 相轉變。

圖13為 400^°C 高周疲勞試驗前后TC17鈦合金表層材料晶粒取向圖，圖中白色區域表示取向差角在 2^°～15^° 范圍內的小角度晶界。由于超聲沖擊強化后表層晶粒發生塑性變形，因此晶粒內產生大量位錯，位錯之間不斷發生增殖、滑移、重排、湮滅，位錯線大量交纏形成位錯墻分割原來的晶粒，出現位錯胞[29]，位錯墻和位錯胞纏結吸收更多的位錯從而轉變為取向不同的小角度晶界。初始狀態下UIT-O試樣中小角度晶界較為集中地分布在表面下 0～20μm 范圍內，疲勞斷裂UIT-4試樣中 α 相被明顯拉長，且晶界與受力方向呈約 45^° 角，小角度晶界較為集中地分布在表面下 0～50μm 范圍內，這主要是因為在疲勞循環載荷作用下，相鄰晶粒間發生轉動導致小角度晶界兩側的取向逐漸增大，轉為大角度晶界，同時整個試樣發生塑性變形，故小角度晶界均勻地分布在整個樣品中。圖14展示了 400^°C 高周疲勞前后TC17鈦合金試樣中晶界分布統計結果。初始狀態UIT-O試樣和疲勞斷裂UIT-4試樣中小角度晶界占比分別約為 48% 和 43% 。小角度晶界一般分布在位錯堆積或位錯纏結周圍，是材料內部位錯運動的結果，可以反映變形區域中的位錯密度。

圖15為 400^°C 高周疲勞前后TC17鈦合金晶粒面積統計圖。從圖15a中可以看到，初始狀態UIT-1試樣中面積小于 20μm² 的晶粒約占87% ，平均晶粒面積約為 11.8μm² ，而疲勞斷裂UIT-4試樣面積小于 20μm² 的晶粒約占 64% ，平均晶粒面積約為 34μm² ，表明在疲勞循環加載過程中TC17鈦合金晶粒被拉長。表3給出了車削試樣高溫疲勞壽命，對比可知，經超聲沖擊強化后，試樣疲勞壽命提高2.4倍。疲勞壽命提高主要

是由于超聲沖擊強化降低了表面粗糙度，消除了車削紋理帶來的表面幾何形貌應力集中；同時在試樣表層構筑了殘余壓應力梯度場、加工硬化梯度場和微觀結構梯度場，延緩了疲勞裂紋萌生，阻礙了疲勞裂紋擴展，從而提高了試樣的疲勞壽命[30]

3結論

通過超聲沖擊強化TC17鈦合金疲勞試樣在400^°C 拉-拉疲勞循環下的表面完整性測試，分析了表面粗糙度、表面幾何形貌、表層殘余應力、表層顯微硬度和表層微觀組織的演化規律，得到以下結論：

1）TC17鈦合金超聲沖擊強化試樣 400^°C 保溫 1h 后，表面粗糙度 Ra 由 0.46μm 增大到0.67μm ;隨著疲勞循環周次的增加，表面粗糙度緩慢增大，但疲勞斷裂后表面粗糙度急劇增大，疲勞斷裂試樣表面粗糙度 Ra 為 1.22μm ，表面幾何形貌波峰波谷呈無規則分布。

2）超聲沖擊強化在TC17鈦合金表層構筑了高顯微硬度梯度場， 400^°C 保溫 ¹h 后，試樣表面顯微硬度、硬化層深度和基體顯微硬度均明顯降低；隨著疲勞循環周次增加，表層顯微硬度分布整體下降，硬化層深度約為 80μm ，指數衰減函數可準確地表征表層顯微硬度梯度分布。

3）超聲沖擊強化在TC17鈦合金表層構筑了高殘余壓應力梯度場， 400^°C 保溫 ¹h 后，試樣表面殘余壓應力和峰值殘余壓應力明顯減小；隨著疲勞循環周次增加，表層殘余壓應力分布整體下降，但峰值殘余壓應力位置和殘余壓應力影響層深度變化不大，分別保持在表面下約 30μm 和200μm 位置;疲勞斷裂后，殘余壓應力場衰減嚴重，殘余壓應力影響層深度僅為 70μm ;余弦衰減函數可準確地表征表層殘余壓應力梯度分布。

4）超聲沖擊后TC17鈦合金表層晶粒發生塑性變形和晶粒細化，塑性變形層深度約 20μm ，表層區域小角度晶界占比在 40% 以上；疲勞斷裂后TC17鈦合金 α 相由等軸狀被拉長為長條狀，平均晶粒面積由 11.8μm² 增大至 34μm² 。

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作者簡介：譚靚*，男，1988年生，副研究員。研究方向為關鍵構件多工藝復合抗疲勞加工技術。發表論文10余篇。E-mail：tanliang@ nwpu.edu.cn。

本文引用格式：

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