表面劇烈塑性變形是表面納米化的一種重要方法，對金屬表面進行劇烈的塑性變形,在其表面形成納米晶層、硬化層和殘余壓應力層,可以明顯提高其疲勞強度。但同時劇烈塑性變形會造成金屬表面損傷和表面粗糙度增加,這對疲勞壽命又無疑是致命的危害,因為疲勞源往往產生于構件的表層或次表層。尤其是具有密排六方結構而獨立滑移系較少的鈦及其合金,劇烈的塑性變形會使表面損傷更加嚴重。這對于使用鈦及其合金制造的機械、航空航天等高速載運工具等是亟待解決的問題,所以研究提高鈦及其合金的疲勞強度及其可靠性方法成為目前國內外關注的課題之一。筆者近年來進行了高能噴丸劇烈塑性變形對工業純鈦及其合金表面納米化和納米化后疲勞強度的試驗研究。研究發現,高能噴丸可以有效地提高工業純鈦及其合金的疲勞強度。同時,高能噴丸塑性變形造成的表面損傷和表面粗糙度增加,又阻礙了疲勞強度提高的效果,圍繞這一問題,筆者提出了修復表面損傷和降低表面粗糙度的復合噴丸工藝,并在工業純鈦上取得了一定的成效。
鈦合金由密排六方的a-Ti相和體心立方的β-Ti相組成,因密排六方結構和體心立方結構的變形機制不同,強烈塑性變形會導致兩相組織變形的不均勻。另外鈦合金的強度和硬度高于純鈦,高能噴丸塑性變形會造成更嚴重的損傷,由于這些因素都將嚴重影響鈦合金的疲勞性能,所以研究修復噴丸損傷,提高鈦合金的疲勞強度尤為重要。筆者以等軸狀TC4鈦合金為對象,研究了高能噴丸的表面損傷,以及復合噴丸的損傷修復對疲勞性能的影響。
1、試樣制備與試驗方法
試驗材料為φ2mm的等軸狀TC4鈦合金,其化學成分(質量分數/%)為：5.5~6.8A1,3.5~4.5V,≤0.30Fe,≤0.10Si,≤0.10C,≤0.05N≤0.015H,≤0.200,余Ti。
疲勞試樣的形狀及尺寸如圖1所示,為旋轉彎曲帶缺口的圓棒試樣,缺口半徑R=5mm,缺口應力集中系數的有限元計算結果為Kt=1.27。
為了消除殘余應力和組織不均勻性,試樣加工前在真空爐內(1×10-3Pa)進行了760℃×60min的真空退火處理。按圖1所示要求進行機加工,然后用小mm的鉻鉬合金彈丸,以v=50m·s-1的速率分別噴丸2h和8h(以下分別用HESP2和HESP8表示)。
為了修復表面噴丸損傷和降低試樣的表面粗糙度,對高能噴丸8h后的試樣再用φ0.5mm的鉻鉬合金小彈丸噴丸20min,進行二次修復噴丸(復合噴丸試樣用RESP表示)。同時,還制備了一組未噴丸的退火態試樣(以下稱A試樣)。
對圖1尺寸形狀的等軸狀TC4鈦合金試樣進行旋轉彎曲疲勞試驗,加載應力用試樣缺口根部承受的公稱應力σ。計算，計算公式如下：
式中
Q——試驗載荷,包括砝碼與拉桿部分的重力之和,本試驗機拉桿部分重力為120N;
a——跨距,即旋轉彎曲疲勞試驗機樞軸上兩軸承中心軸線之間的距離,本試驗機為100mm;
d——旋轉彎曲疲勞缺口試樣缺口根部直徑,mm。
最后采用單樣條法將得到的疲勞試驗數據繪制成應力一循環周次(S-N)曲線。使用 ZYGO Newview5000型表面形貌儀測試疲勞試樣的表面粗糙度,使用掃描電鏡觀察疲勞試樣的表面形貌及疲勞試驗后的斷口形貌。
2試驗結果與討論
圖2為HESP2,HESP8,RESP試樣表面的掃描電鏡形貌?？梢姼吣車娡?h和8h試樣的表面狀態變化不大,修復噴丸20min后,試樣表面質量明顯變好,表面的起皮或脫落或被壓平。試樣表面粗糙度測試結果也表明,高能噴丸使試樣表面粗糙度增加,但隨著高能噴丸時間的延長其表面粗糙度變化不大。未噴丸時試樣表面粗糙度Ra=3.42μm，高能噴丸2h時Ra=3.7l μm，高能噴丸8h時Ra=3.73μm，高能噴丸8h后再修復噴丸使試樣表面粗糙度明顯減小,此時Ra=2.991m?？梢姶植诙葴y試后果與掃描電鏡觀察結果一致。
圖3是等軸狀TC4鈦合金不同噴丸狀態試疲勞試驗的S-N曲線,可見退火狀態試樣(A)的疲勞強度為485MPa，高能噴丸2h試樣(HESP2的疲勞強度提高到555MPa，高能噴丸8h試樣(HESP8)的疲勞強度提高到580MPa，表面修復噴丸處理后，試樣的疲勞強度又從高能噴丸8h時的580MPa提高到650MPa，提高了70MPa，提高幅度約為12%,比退火狀態試樣的疲勞強度提高了165MPa，提高幅度約為34%?？梢妼τ谄趶姸认鄬^高的等軸狀TC4鈦合金,高能噴丸以及修復噴丸對其疲勞強度的提高效果均較為顯著。
TC4鈦合金具有密排六方和體心立方結構,密排六方的塑性變形能力較差,且需要大量的孿晶變形參與塑性變形等特點,是其疲勞性能對試樣表面狀態比較敏感,且疲勞試驗數據較分散、可靠性較低的主要原因。因此可以認為,TC4鈦合金表層晶體的納米化、晶界的增多可以改善其塑性變形能力。
試驗研究發現,高能噴丸一定時間后在試樣表層形成一定厚度的硬化層和納米層,隨著噴丸時間的延長,硬化層厚度的增加變得很緩慢,即高能噴丸時間達到某一值后,試樣表面的硬化層和納米層厚度達到了一個相對穩定值。在納米硬化層形成定深度后,試樣表面殘余壓應力數值和分布都將保持穩定不變。而關于二次修復噴丸的作用,由于其彈丸尺寸小且噴丸時間較短,因此認為可以忽略二次修復噴丸對試樣納米表層組織結構、加工硬化以及表層殘余應力狀態的影響。而主要的影響在于對表面損傷的修復和表面粗糙度的降低。由此可知,復合噴丸有效地改善了試樣表面噴丸損傷和粗糙度等表面質量,從而更有效地發揮了表層納米組織的作用,這是復合噴丸明顯提高TC4鈦合金疲勞強度的主要原因。由前期的研究可知,高能噴丸表層納米化提高鈦及其合金疲勞強度的主要原因是表層納米組織、加工硬化和殘余壓應力的作用,而表面損傷和表面粗糙度增加是危害其疲勞強度的直接因素這與該文試驗結果相一致。
圖4為不同噴丸狀態接近疲勞強度試樣的疲勞斷口掃描電鏡形貌。
由圖4(a)可見,A試樣的疲勞裂紋源位于試樣表面,因為未噴丸圓棒試樣的最大工作應力在試樣表面。HESP2和HESP8試樣的疲勞裂紋源一部分產生于試樣次表層,如圖4(b)所示,這是由于高能噴丸劇烈的塑性變形,在試樣表層一定厚度內產生硬化層、壓應力層和納米層,使最大工作應力從試樣表面移到了次表層,而在試樣次表層這三個提高疲勞強度的效果減小,尤其是殘余壓應力不僅減少,還有可能轉變為拉應力,所以次表層變為薄弱環節在循環載荷的作用下,在試樣次表層處產生疲勞裂紋源。同時由于噴丸給試樣表面帶來了一定的損傷,一部分HESP2和HESP8試樣的疲勞裂紋源依然產生于試樣表面,如圖4(c)所示。其中,高能噴丸8h后,試樣表面損傷更嚴重,因而疲勞裂紋源大多產生于試樣表面。對于RESP試樣斷口,疲勞裂紋源幾乎都位于試樣次表層,而且離試樣表層的距離比較遠,如圖4(d)所示。說明復合噴丸使高能噴丸在試樣表面造成的損傷部分得到了修復。
如果疲勞裂紋源位于試樣次表層,因為次表層沒有噴丸損傷,而且變形受到較大的約束力,因此相同條件下疲勞裂紋源產生于次表層時材料的疲勞強度往往高于疲勞裂紋源產生于表面時材料的疲勞強度。所以疲勞裂紋源的形成部位對疲勞強度影響很大,而改變疲勞裂紋源位置的主要因素是噴丸殘余應力。因高能噴丸一定時間后,試樣表面殘余壓應力的數值將保持穩定不變∞-10。復合噴丸時的彈丸尺寸小,而且噴丸時間短,以此判定復合噴丸對殘余壓應力層厚度影響不大。從斷口形貌看,復合噴丸的疲勞裂紋源之所以大多數從試樣表面轉移到了次表層,不是殘余壓應力發生了變化,而是通過二次修復噴丸提高了試樣表面質量造成的。從表面粗糙度分析,復合噴丸使試樣表面粗糙度由高能噴丸8h的3.73μm降低到2.99μm,說明試樣表面質量有一定幅度的提高。與純鈦相比,TC4鈦合金較硬,更容易產生噴丸損傷,所以修復損傷尤為重要。由以上分析得出,復合噴丸提高等軸狀TC4鈦合金疲勞強度的主要原因是其修復了試樣表面的高能噴丸損傷,降低了試樣的表面粗糙度。
3結論
(1)復合高能噴丸表層納米化使等軸狀TC4鈦合金的疲勞強度與未噴丸狀態相比提高了34%,在單純高能噴丸納米化方法的基礎上進一步提高了12%。
(2)復合高能噴丸表層納米化提高等軸狀TC4鈦合金疲勞強度的主要原因是其中的修復噴丸能有效地改善高能噴丸對試樣表面造成的損傷,降低試樣的表面粗糙度,因而能夠更有效地發揮表層納米組織提高疲勞強度的作用。