超聲表面滾壓加工對Ti-6Al-4V合金顯微組織及表面完整性的影響

，，

(華東理工大學(xué)，承壓系統(tǒng)及安全教育部重點實驗室，上海 200237)

0 引 言

隨著現(xiàn)代工業(yè)技術(shù)的快速發(fā)展，對機(jī)械零部件使用壽命的要求越來越高，而機(jī)械零部件的疲勞失效往往始于表面，因此對其表面性能的要求也越來越高。為了延長機(jī)械零部件的服役壽命，表面強(qiáng)化技術(shù)得到了廣泛的應(yīng)用。表面強(qiáng)化技術(shù)可以改變材料表面的晶粒結(jié)構(gòu)，獲得具有表層高強(qiáng)度、中間高韌性的梯度納米結(jié)構(gòu)。國內(nèi)外諸多研究[1-4]表明，通過表面強(qiáng)化技術(shù)獲得的梯度納米結(jié)構(gòu)可以顯著提高機(jī)械零部件的疲勞壽命。

金屬表面納米化的概念由LU等[5]提出，即在傳統(tǒng)機(jī)械零部件表面制備具有納米晶體結(jié)構(gòu)的表層，從而改善其表面綜合力學(xué)性能。目前，發(fā)展成熟且被廣泛應(yīng)用的金屬表面納米化方法包括深滾(Deep Rolling, DP)[6-8]、噴丸(Shot Peening, SP)[9]、激光沖擊強(qiáng)化(Laser Shock Peening, LSP)[10]、低塑性拋光(Low Plasticity Burnishing, LPB)[11-13]和表面機(jī)械研磨(Surface Mechanical Attribution Treatment, SMAT)[14-17]等。

2007年，LIU等[18]提出了超聲表面滾壓加工(Ultrasonic Surface Rolling Process，USRP)，即通過裝夾在數(shù)控加工中心上的超聲表面滾壓執(zhí)行機(jī)構(gòu)，將靜壓力和超聲振動重疊施加到材料表面，使材料表層的晶粒得到細(xì)化。相較于傳統(tǒng)的表面納米化方法，該方法可以制備出高質(zhì)量的表面納米層，還可以通過數(shù)控加工中心對表面滾壓路徑進(jìn)行編程，進(jìn)而精確控制表面滾壓路徑。目前，有關(guān)采用USRP對鈦合金進(jìn)行表面強(qiáng)化的研究并不多，因此作者采用USRP對Ti-6Al-4V合金進(jìn)行表面處理，研究了USRP對合金顯微組織、顯微硬度、殘余應(yīng)力和表面粗糙度的影響。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為退火態(tài)Ti-6Al-4V合金板，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為5.73Al，3.75V， 0.33C，90.19Ti；顯微硬度為320 HV，顯微組織如圖1所示。由圖1可以看出，該合金為由等軸α相(平滑部分)和β相(針條狀部分)組成的α+β雙相合金，α相的體積分?jǐn)?shù)約為51%，其余為β相。

圖1 Ti-6Al-4V合金的顯微組織Fig.1 Microstructure of Ti-6Al-4V alloy

將USP-125型超聲表面處理裝置裝夾在數(shù)控銑床上對合金試樣進(jìn)行USRP，試樣的尺寸為80 mm×80 mm×6 mm。裝置中加工頭為半徑5 mm的碳化鎢球，加工過程中的靜壓力為720 N，超聲換能器頻率為17 kHz，加工頭振幅為20 μm，執(zhí)行機(jī)構(gòu)進(jìn)給速度為3 000 mm·min-1，步進(jìn)為0.05 mm，加工次數(shù)為45次。采用“回”字形加工路徑，確保同一區(qū)域每一道次的進(jìn)給方向一致，從而保證同一區(qū)域承受的剪切力方向在整個加工過程中保持一致，USRP加工路徑如圖2所示。

圖2 USRP加工路徑示意Fig.2 Schematic illustration of USRP machining path

Ti-6Al-4V合金經(jīng)USRP后，在體積比1∶2∶17的HF、HNO3、H2O混合溶液中腐蝕20 s，然后采用Observer.A1m型蔡司光學(xué)顯微鏡觀察該合金橫截面的顯微組織。采用JEOL 2100型透射電鏡(TEM)對合金中不同深度的微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行分析。采用HXD-1000TMC/LCD顯微維氏硬度計分別測Ti-6Al-4V合金經(jīng)USRP后的截面硬度變化，采用金剛石壓頭，載荷為1.96 N，保載時間為15 s，由表面向內(nèi)部每隔40 μm測10個點，同一深度中相鄰兩個測試點的間距為60 μm。采用Proto-iXRD MG40P FS型X射線殘余應(yīng)力分析儀測Ti-6Al-4V合金經(jīng)USRP后的殘余應(yīng)力，選用銅靶，衍射晶面為{213}，X射線發(fā)生器管電壓為24 kV，管電流為7 mA，準(zhǔn)直管直徑為1 mm。采用IFM G4型表面三維形貌儀分別測Ti-6Al-4V合金經(jīng)USRP后的表面粗糙度。

圖3 USRP后Ti-6Al-4V合金的橫截面微觀形貌Fig.3 Cross section microscopic morphology of Ti-6Al-4V alloy after USRP

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 微觀結(jié)構(gòu)

由圖3可以發(fā)現(xiàn)，USRP后Ti-6Al-4V合金橫截面形成了明顯的梯度結(jié)構(gòu)。該合金的橫截面可以分為3個區(qū)域：(1)劇烈塑性變形區(qū)，厚度約為140 μm，該區(qū)域在光學(xué)顯微鏡下無法觀察出晶粒尺寸和晶界，這說明該區(qū)域發(fā)生了劇烈變形；(2)中間塑性變形區(qū)，厚度約為160 μm，該區(qū)域為流變組織，晶粒取向趨于一致；(3)基體，該區(qū)域為原始等軸α+β雙相組織，沒有發(fā)生明顯變形。

由圖4可知：Ti-6Al-4V合金的表面已經(jīng)完全轉(zhuǎn)變?yōu)榧{米晶層，晶粒尺寸均勻，呈等軸狀，衍射斑點已經(jīng)成環(huán)且連續(xù)完整，這說明該層中的晶粒數(shù)量多，晶粒取向隨機(jī)分布，且存在較多的大角度晶界；隨著距表面距離(深度)的增加，晶粒尺寸逐漸增大，同時晶粒尺寸不均勻；在距表面30 μm處，晶粒取向開始呈現(xiàn)出一定程度的方向性，晶粒變?yōu)殚L條狀納米片晶，這種方向性隨著深度的增加而變得越來越明顯；在距表面80 μm處，合金中開始出現(xiàn)納米孿晶，納米孿晶的取向與長條狀納米片晶的取向趨于一致。通過對比不同深度的TEM暗場像可以發(fā)現(xiàn)，除合金表面的晶粒為等軸狀納米晶外，塑性變形區(qū)的晶粒均為長條狀納米片晶，晶粒取向均表現(xiàn)出明顯的方向性，與LIU等[18]采用USRP形成的等軸狀晶粒有明顯區(qū)別。

圖4 USRP后Ti-6Al-4V合金不同深度處的TEM暗場像Fig.4 TEM dark field images at different depths of Ti-6Al-4V alloy after USRP:(a) surface; (b) 30 μm from surface; (c) 80 μm from surface; (d) 150 μm from surface; (e) 200 μm from surface and (f) 250 μm from surface

在USRP過程中，晶粒細(xì)化機(jī)制主要為形變誘導(dǎo)晶粒細(xì)化。由于采用“回”字形加工路徑，取樣區(qū)域晶粒的受力方向在每道次的處理過程中均保持一致，因此在一定的加工次數(shù)范圍內(nèi)，晶粒的變形趨勢一致，容易形成取向一致的長條狀納米片晶。

2.2 顯微硬度

Ti-6Al-4V合金顯微硬度的測量矩陣如圖5所示，該取點方法可以在獲得足夠測試點的同時，盡量減小硬度壓痕對相鄰測試點的影響。

圖5 顯微硬度測量矩陣示意Fig.5 Diagram of matrix of micro-hardness measurement

由圖6可知：USRP后Ti-6Al-4V合金的顯微硬度隨深度的增加先略微增大后逐漸減小，距表面300 μm左右處的顯微硬度接近基體的，這與塑性變形層的厚度相一致；合金的最大顯微硬度為390 HV，基體的顯微硬度為320 HV左右。結(jié)合TEM形貌可以發(fā)現(xiàn)，隨著深度的增加，晶粒尺寸逐漸增大，硬度逐漸減小，這與Hall-Petch關(guān)系一致[19]，也與其他超細(xì)晶或納米晶材料力學(xué)性能的研究結(jié)果相符[20-21]，因此晶粒細(xì)化可顯著提高合金的硬度。由于合金近表面容易發(fā)生變形，硬度計的金剛石壓頭產(chǎn)生的壓痕偏大，因此所測的硬度偏小。

圖6 USRP后Ti-6Al-4V合金的顯微硬度隨深度的變化曲線Fig.6 Microhardness vs depth curve of Ti-6Al-4V alloy after USRP

2.3 表層殘余應(yīng)力

在USRP過程中，合金的表層產(chǎn)生不均勻塑性變形，必然會產(chǎn)生殘余應(yīng)力。殘余應(yīng)力是表面強(qiáng)化處理后材料疲勞性能提高的一個重要原因[22]。由圖7可知：USRP后Ti-6Al-4V合金表層的殘余應(yīng)力為壓應(yīng)力，隨著深度的增加，殘余壓應(yīng)力先增大后減小，殘余應(yīng)力的影響深度超過600 μm；殘余壓應(yīng)力的最大值出現(xiàn)在次表面，這是因為在USRP過程中，合金表面處于自由狀態(tài)，無拘束效應(yīng)，USRP后一部分殘余壓應(yīng)力釋放，因此表面的殘余壓應(yīng)力低于次表面的。

圖7 USRP后Ti-6Al-4V合金的殘余應(yīng)力隨深度的變化曲線Fig.7 Residual stress vs depth curve of Ti-6Al-4V alloy after USRP

2.4 表面粗糙度

在適當(dāng)?shù)墓に噮?shù)下，USRP可以有效改善合金的表面粗糙度。Ti-6Al-4V合金的表面初始加工狀態(tài)為銑床精銑，由試驗結(jié)果可知，USRP前后合金的表面粗糙度分別為0.76,0.23 μm，這說明USRP有效改善了Ti-6Al-4V合金的表面粗糙度。在USRP過程中，合金表面產(chǎn)生的塑性變形對合金表面起到“削峰填谷”的作用，從而有效改善了合金的表面粗糙度。

3 結(jié) 論

(1) 采用“回”字形加工路徑進(jìn)行USRP后，Ti-6Al-4V合金表面形成了厚度約300 μm的塑性變形層；塑性變形層的表面為等軸納米晶層，次表面為晶粒取向一致的長條狀納米片晶層。

(2) USRP后Ti-6Al-4V合金的顯微硬度最高可達(dá)390 HV；隨著距表面距離的增大，合金的殘余丹鳳眼應(yīng)力先增大后減小，殘余應(yīng)力的影響深度超過600 μm。

(3) USRP改善了Ti-6Al-4V合金的表面粗糙度，USRP后合金的表面粗糙度由0.76 μm減小為0.23 μm。

[1] YASUOKA M, WANG P, ZHANG K,etal. Improvement of the fatigue strength of SUS304 austenite stainless steel using ultrasonic nanocrystal surface modification[J]. Surface & Coatings Technology, 2013, 218(1):93-98.

[2] NALLAR K, ALTENBERGER I, NOSTER U,etal. On the influence of mechanical surface treatments—deep rolling and laser shock peening—on the fatigue behavior of Ti-6Al-4V at ambient and elevated temperatures[J]. Materials Science & Engineering A, 2003, 355(1/2):216-230.

[3] 李鵬,劉道新,關(guān)艷英,等.噴丸強(qiáng)化對新型7055-T7751鋁合金疲勞性能的影響[J]. 機(jī)械工程材料, 2015, 39(1):86-89.

[4] 張志建,姚枚,李金魁,等.噴丸強(qiáng)化件表象疲勞極限優(yōu)化研究[J]. 機(jī)械工程材料, 2003, 27(10):7-10.

[5] LU K, LU J. Surface nanocrystallization (SNC) of metallic materials-presentation of the concept behind a new approach[J]. Journal of Materials Science & Technology, 1999, 15(3):193-197.

[6] WONG C C, HARTAWAN A, TEO W K. Deep cold rolling of features on aero-engine components[J]. Procedia CIRP, 2014, 13:350-354.

[7] ALTENBERGER I. Deep rolling—The past, the present and the future[C]//International Conference on Shot Peening. [S.l.]: [s.n.], 2005.

[8] R?TTGER K, JACOBS T L, WILCKE G. Deep rolling efficiently increases fatigue life[C]//World Tribology Congress III. [S.l.]: [s.n.], 2005.

[9] 王仁智. 表面噴丸強(qiáng)化機(jī)制[J]. 機(jī)械工程材料, 1988,12(5):21-25.

[10] 李偉, 李應(yīng)紅, 何衛(wèi)鋒,等. 激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)的發(fā)展和應(yīng)用[J]. 激光與光電子學(xué)進(jìn)展, 2008, 45(12):15-19.

[11] PREVEY P S, SHEPARD M, RAVINDRANATH R A,etal. Case studies of fatigue life improvement using low plasticity burnishing in gas turbine engine applications[C]//Proceeding of ASME Turbo Expo 2003. Georgia: [s.n.], 2003.

[12] 孫明霞, 梁春華. 低塑性拋光技術(shù)在壓氣機(jī)葉片上的發(fā)展與應(yīng)用[J]. 航空制造技術(shù), 2014, 451(7):57-59.

[13] PREVEY P S, SHEPARD M J, SMITH P R. The effect of low plasticity burnishing on the HCF performance and FOD resistance of Ti-6Al-4V[C]//6th National Turbine Engine High Cycle Fatigue(HCF) Conference. [S.l.]: [s.n.], 2001.

[14] TAO N R, SUI M L, LU J,etal. Surface nanocrystallization of iron induced by ultrasonic shot peening[J]. Nanostructured Materials, 1999, 11(4):433-440.

[15] 鄒途祥, 衛(wèi)英慧, 侯利鋒,等. 純鋁表面機(jī)械研磨納米化后的顯微組織和硬度[J]. 機(jī)械工程材料, 2009, 33(1):40-43.

[16] 王宇, 黃敏, 高惠臨,等. 表面機(jī)械研磨處理對X80管線鋼焊接接頭組織與性能的影響[J]. 機(jī)械工程材料, 2009, 33(8):50-53.

[17] LU K, LU J. Nanostructured surface layer on metallic materials induced by surface mechanical attrition treatment[J]. Materials Science & Engineering A, 2004, 375/376/377: 38-45.

[18] LIU Y, ZHAO X, WANG D. Determination of the plastic properties of materials treated by ultrasonic surface rolling process through instrumented indentation[J]. Materials Science & Engineering A, 2014, 600:21-31.

[19] CHOKSHI A H, ROSEN A, KARCH J,etal. On the validity of the Hall-Petch relationship in nanocrystalline materials[J]. Scripta Metallurgica, 1989, 23(10): 1679-1683.

[20] JANG J S C, CKOCH C C. The Hall-Petch relationship in nanocrystallization iron produced by ball milling[J]. Scripta Metallurgical et Materialia, 1990, 24(8)：1599-1604.

[21] HUGHESG D, SMITH S D, PANDE C S,etal. Hall-Petch strengthening for the microhardness of twelve nanometer grain diameter electrodeposited nickel[J]. Scripta Metallurgica, 1986, 20(1)：93-97.

[22] CHAHARDEHI A, BRENNAN F P, STEUWER A. The effect of residual stresses arising from laser shock peening on fatigue crack growth[J]. Engineering Fracture Mechanics, 2010, 77(11):2033-2039.