噴丸表面完整性對K4169 合金高溫疲勞性能的影響

趙辛雨, 田 凱, 羅學(xué)昆*, 王 欣

（1.中國航空發(fā)動機(jī)集團(tuán)有限公司，北京 100097；2.中國航發(fā)北京航空材料研究院 航空材料先進(jìn)腐蝕與防護(hù)航空重點實驗室，北京 100095）

表面完整性對航空金屬零件整體的疲勞性能和可靠性具有重要影響[1-2]。為了獲得高品質(zhì)的構(gòu)件，F(xiàn)ield 等[3]首先提出了表面完整性概念及其評價方法，并研究了機(jī)加工對金屬表面及亞表層的機(jī)械和冶金特征參數(shù)的影響規(guī)律，這些特征參數(shù)包括殘余應(yīng)力分布、顯微硬度、微觀組織、表面粗糙度等，并將這些參數(shù)分為三大評價數(shù)值組，為制造業(yè)提供技術(shù)參考。一些學(xué)者在加工參數(shù)對航空材料表面完整性的影響方面開展了大量研究，并積累了豐富的數(shù)據(jù)[4-6]。

大約60%的航空零件機(jī)械失效是由疲勞引起的[7]，航空發(fā)動機(jī)行業(yè)對零件高溫疲勞性能尤為關(guān)注。機(jī)匣在服役時承受循環(huán)熱應(yīng)力、低頻振動、高溫燃?xì)鉀_蝕等綜合作用，長時服役時高應(yīng)力集中區(qū)存在疲勞失效風(fēng)險[8]。因此，航空發(fā)動機(jī)機(jī)匣的制造對表面完整性也提出了更高的要求。機(jī)匣結(jié)構(gòu)復(fù)雜，在支板圓角、槽等典型部位存在顯著的結(jié)構(gòu)應(yīng)力集中。另外，機(jī)匣用高溫合金材料強(qiáng)度高，具有一定的表面應(yīng)力集中敏感性，而結(jié)構(gòu)干涉又提高了鑄造難度，較易產(chǎn)生表面粗糙度值過高、表面疏松等缺陷，導(dǎo)致局部表面應(yīng)力集中過高。因此，為了提高機(jī)匣機(jī)加工區(qū)域的疲勞性能，亟需表面強(qiáng)化技術(shù)改善表面完整性。目前，國內(nèi)外學(xué)者已對高溫合金表面強(qiáng)化的研究主要集中在單晶高溫合金[9-10]和變形GH4169 合金[11-12]，而對于K4169 等鑄造高溫合金的研究較少。

K4169 鑄造高溫合金是一種體心四方的Ni3Nb 和面心立方的Ni3（Al, Ti, Nb）相沉淀強(qiáng)化的一種鎳基高溫合金。在高溫下具有屈服強(qiáng)度高、塑性好、鑄造性能好、焊接性能好等特點，被廣泛應(yīng)用于制造航空、航天等熱端鑄造部件[13-15]。本工作以K4169 合金材料為研究對象，考察磨削、三種噴丸工藝獲得的表面殘余應(yīng)力、顯微硬度梯度、表面三維形貌、粗糙度等表面完整性參數(shù)的差異性，研究表面完整性對K4169 合金高溫疲勞性能的影響規(guī)律，并對比分析疲勞斷口，揭示表面強(qiáng)化抗疲勞機(jī)理。

1 實驗材料及方法

實驗材料為K4169 高溫合金，其化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）為：Ni 52.07、Mo 3.16，Nb 4.90、Cr 19.2、Al 0.59、Ti 0.53、Co 0.02、C 0.06、Fe 余量。先澆鑄成直徑8 mm 的鑄棒，鑄棒的基本力學(xué)性能如表1所示。疲勞實驗采用旋轉(zhuǎn)彎曲缺口疲勞試樣，其尺寸詳見參考文獻(xiàn)[16]所示，缺口應(yīng)力集中系數(shù)Kt為1.7，試樣缺口的根部R角實際受載為外加載荷的1.7 倍。

表1 632 ℃條件下的K4169 鑄造合金力學(xué)性能Table 1 Mechanical properties of K4169 cast alloy at 632 ℃

疲勞試樣加工步驟為：通過粗車、半精車和精車工藝獲得基本尺寸，再通過磨削獲得缺口，最終通過三種噴丸工藝獲得不同的表面完整性狀態(tài)。因此，共涉及四種表面完整性狀態(tài)：（1）磨削表面（as received ，AR）；（2）SP1 工藝：磨削后進(jìn)行小強(qiáng)度的陶瓷丸噴丸；（3）SP2 工藝：磨削后進(jìn)行中等強(qiáng)度陶瓷丸噴丸；（4）SP3 工藝，磨削后進(jìn)行大強(qiáng)度陶瓷丸噴丸。工藝參數(shù)詳見表2。

表2 噴丸工藝參數(shù)Table 2 Parameters of shot peening processes

對于陶瓷丸噴丸，采用氣動式噴丸機(jī)KX-3000，按照航空零件噴丸強(qiáng)化工藝HB/Z 26 的要求，采用AZB300（名義直徑0.30 mm）對疲勞試樣進(jìn)行噴丸強(qiáng)化。

疲勞實驗采用PQ-6 旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗機(jī)按金屬高溫旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗方法HB 5153 要求進(jìn)行測試，溫度為632 ℃，應(yīng)力比R=?1，轉(zhuǎn)速為5000 r/min，外加載荷為450 MPa，若在1×107周次前斷裂，則記錄疲勞壽命；若試樣經(jīng)歷1×107周次未發(fā)生斷裂，停止測試，記錄疲勞壽命為1×107周次。

本研究主要研究表面殘余應(yīng)力、表面形貌、表面粗糙度、硬度梯度等表面完整性參數(shù)對疲勞壽命的影響。具體方法如下：采用鑄造平板試樣，試樣加工方法與疲勞試樣的加工方法一致，終尺寸為30 mm×30 mm×4 mm，表面粗糙度值Ra不超過0.8 μm。采用Nexview 型白光干涉儀獲得試樣表面三維形貌及二維輪廓；采用LXRD 型X 射線衍射殘余應(yīng)力測試儀，使用交相關(guān)法測定試樣的表面殘余應(yīng)力，靶材為Mn Kα 靶，測試結(jié)果中“+”值表示拉應(yīng)力，“?”值表示壓應(yīng)力。采用FEI Quanta 600 掃描電子顯微鏡觀察試樣疲勞斷口形貌。采用電火花切割切取試樣橫截面，經(jīng)研磨拋光后，采用HMAS-C1000SZA 顯微硬度儀測量表面以下沿深度方向的硬度值，施加載荷為490 N。

2 結(jié)果與討論

2.1 表面三維形貌及粗糙度

圖1 為K4169 高溫合金表面三維形貌圖、表面粗糙度值Ra和表面應(yīng)力集中系數(shù)Kst。由圖1（a）、（b）可知，經(jīng)磨削后，表面形成了大量平行的刀痕，而經(jīng)過噴丸后，表面刀痕完全消失，被密集的彈坑所覆蓋。噴丸后，表面粗糙度值顯著增加，Ra從原始試樣的0.364 μm 增大至0.902（SP1）～1.137 μm（SP3）。隨著噴丸強(qiáng)度的增大（SP1＜SP2＜SP3），表面粗糙度值Ra從0.902 μm 逐漸增大至1.137 μm（圖1（c））。

圖1 K4169 高溫合金 （a）AR 試樣表面三維形貌圖；（b） SP3 試樣表面三維形貌圖；（c）表面粗糙度值Ra；（d）表面應(yīng)力集中系數(shù)KstFig. 1 K4169 alloy （a）three-dimensional surface morphologies of AR specimen；（b）three-dimensional surface morphologies of SP3 specimen；（c）surface roughness values Ra；（d）surface stress concentration factors Kst

表面的微觀應(yīng)力集中系數(shù)按式（1）計算[16]：

式中：Kst為微觀應(yīng)力集中系數(shù)；Rz為峰谷高度差；S為兩個相鄰峰的半高寬。

由圖1（d）可知，噴丸后，表面應(yīng)力集中系數(shù)Kst顯著降低，從原始試樣的2.32 降低到噴丸試樣的1.66（SP3）～2.11（SP1），并且隨著噴丸強(qiáng)度的增大（SP1＜SP2＜SP3），表面應(yīng)力集中系數(shù)Kst逐漸從2.11 減小至1.66。這表明，噴丸后緩解了表面局部應(yīng)力集中，在循環(huán)載荷作用下，將有利于提高疲勞裂紋萌生壽命。

2.2 表面殘余應(yīng)力

表3 為K4169 高溫合金AR、 SP1、 SP2 和SP3 工藝試樣表面殘余應(yīng)力。由表3 可知，雖然AR試樣表面也處于殘余壓應(yīng)力狀態(tài)，但是殘余壓應(yīng)力值僅?213 MPa。而噴丸后，表面殘余壓應(yīng)力值顯著提高，達(dá)到了?941～?1023 MPa 范圍。這表明，噴丸后表面形成了高幅值的殘余壓應(yīng)力分布。研究表明，表面殘余壓應(yīng)力將有利于降低試樣表面實際受力水平，提高疲勞壽命。

表3 K4169 合金試樣的表面殘余應(yīng)力值Table 3 Mean surface residual stresses of K4169 alloy specimens

2.3 硬度梯度

圖2 為K4169 高溫合金AR、SP1、SP2 和SP3工藝試樣表面顯微硬度沿深度方向的分布曲線。由圖2 可知，表面經(jīng)歷磨削加工的AR 試樣表面硬化層深度小于0.02 mm；而SP1、SP2 和SP3 噴丸工藝試樣表層形成了一定深度的梯度硬化層，層內(nèi)顯微硬度隨著深度的增加而逐漸降低。三種噴丸試樣硬化層深度分別達(dá)到0.10、0.20 mm 和0.32 mm，遠(yuǎn)大于未噴丸的AR 試樣的硬化層深度（0.02 mm）。另外，隨著噴丸強(qiáng)度的增加，硬化層的深度逐漸增大。

圖2 K4169 高溫合金AR、SP1、SP2 和SP3 工藝樣品的表層顯微硬度梯度分布Fig. 2 Micro-hardness distribution along the distance from the surface of specimens treated by AR, SP1, SP2, and SP3 processes

2.4 疲勞性能

圖3 為K4169 合金4 種表面狀態(tài)試樣的高溫疲勞壽命對比圖。由圖3 可知，噴丸后試樣的中值疲勞壽命顯著提高。相比AR 試樣（7.7×104周次），SP1、SP2 和SP3 工藝試樣的中值疲勞壽命分別為8.64×105、1.889×106周次和3.461×106周次，分別提高了10.2、23.5 和43.9 倍。三種噴丸工藝組中所有試樣的疲勞壽命（最短1.4×105周次，D1#）均大于AR 組中最長疲勞壽命（1.13×105周次，A5#），見表4。噴丸工藝表現(xiàn)出優(yōu)異的疲勞壽命提升效果。

圖3 4 種表面狀態(tài)的K4169 合金試樣在450 MPa、632 ℃下的高溫疲勞壽命對比Fig. 3 Comparison on fatigue life of K4169 alloy specimens with AR, SP1, SP2 and SP3 processes under 450 MPa and 632 ℃

表4 AR、SP1、SP2 和SP3 工藝試樣在632℃、450 MPa 條件下的高溫疲勞壽命Table 4 Fatigue lives of specimens treated by AR, SP1, SP2 and SP3 under the 632℃ and 450 MPa condition

另外，隨著噴丸強(qiáng)度的增大（SP1＜SP2＜SP3），三種工藝試樣的中值疲勞壽命逐漸增大。其中，SP3 工藝組的7 件試樣中有4 件試樣達(dá)到1×107周次未斷。這表明，通過工藝參數(shù)可以調(diào)控試樣的中值疲勞壽命。

2.5 疲勞斷口

圖4 為K4169 高溫合金試樣的典型疲勞斷口的SEM 照片。圖4（a-1）和4（b-1）分別是AR 和SP3 工藝試樣的宏觀斷口。由圖4（a-1）和（b-1）可知，AR 試樣斷口呈現(xiàn)多源特征，疲勞源從表面多個不連續(xù)刀痕處萌生（見圖4（a-2）），并同時向內(nèi)部擴(kuò)展。而SP3 工藝試樣斷口僅存在一個疲勞源，且裂紋萌生于次表層（見圖4（b-2）），斷口側(cè)面的試樣圓柱面被大量彈丸撞擊坑覆蓋，無磨削刀痕跡。圖4（a-3）和4（b-3）為距離疲勞源相同深度（0.7 mm）處的疲勞條帶SEM 照片。由圖可知，與AR 試樣相比，噴丸強(qiáng)化后，SP3 工藝試樣在相同深度處的疲勞條帶的寬度更小，這說明，噴丸后疲勞裂紋擴(kuò)展速率更小。以上結(jié)果表明，噴丸對原有加工刀痕的消除作用對疲勞源的數(shù)量和起源位置產(chǎn)生了顯著影響。

圖4 K4169 高溫合金典型疲勞斷口SEM 照片 （a）AR 試樣；（b）SP3 試樣；（1）宏觀斷口；（2）疲勞源；（3）疲勞條帶Fig. 4 SEM images of typical fractures （a） AR specimens；（b） SP3 specimens；（1） macrophotographs；（2） fatigue crack sources； （3） fatigue striations

3 分析與討論

高溫疲勞性能受到表面形貌、表面粗糙度、表面殘余應(yīng)力、硬度梯度等表面完整性參數(shù)的影響。不同噴丸工藝參數(shù)產(chǎn)生的表面完整性狀態(tài)存在差異，對高溫疲勞性能也會產(chǎn)生顯著影響。

相對AR 狀態(tài)，SP1、SP2 和SP3 均為磨削之后進(jìn)行了噴丸。在噴丸過程中，由于大量陶瓷彈丸的反復(fù)撞擊，改變了材料表面形貌，消除了加工刀痕，并形成了大量沖擊坑與褶皺,見圖1（a）和圖1（b）。類似形貌也在噴丸后的GH4169 合金表面被觀察到[11]。刀痕的消除也一定程度上降低了表面局部應(yīng)力集中，見圖1（d），這是疲勞性能提高的原因之一。

在本研究632 ℃、450 MPa 條件下，SP1、SP2 和SP3 工藝試樣的中值疲勞壽命分別是AR 試樣中值疲勞壽命的10.2、23.5 和43.9 倍，見圖3 和表4；因此，SP3 表現(xiàn)出最優(yōu)的疲勞增益效果。雖然SP3 工藝表面粗糙度最大，但是其中值疲勞壽命比AR、SP1 和SP2 工藝試樣均要長，見表4。這說明，表面粗糙度雖然對金屬疲勞壽命產(chǎn)生不利影響，但是不是決定疲勞壽命的唯一因素。由圖1（d）可知，噴丸后，表面應(yīng)力集中系數(shù)顯著下降，SP3 工藝試樣表面應(yīng)力集中系數(shù)最低，硬化層深度最大，表面殘余壓應(yīng)力值與其他試樣相當(dāng)。因此，高溫疲勞壽命最大。Wu 等[11]研究發(fā)現(xiàn)，噴丸強(qiáng)化GH4169 高溫合金試樣的旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞壽命是車削試樣壽命的3.7～4.4 倍，而通過表面拋光進(jìn)一步降低噴丸表面粗糙度值，試樣的疲勞壽命提升至車削試樣壽命的7.0 倍。由此可見，對于噴丸狀態(tài)的試樣，其疲勞壽命長短取決于殘余壓應(yīng)力/加工硬化產(chǎn)生的增益效果與表面粗糙度增加產(chǎn)生的不利因素之間的相互競爭。

相對AR 試樣，噴丸試樣形成了更高幅值的殘余壓應(yīng)力，見表3。表面殘余壓應(yīng)力有利于減小外載荷產(chǎn)生的表層拉應(yīng)力，提高疲勞裂紋的萌生壽命。

另外，噴丸使表層微觀組織產(chǎn)生了加工硬化效果，見表5，相比AR 試樣表層，SP1、SP2 和SP3 工藝噴丸工藝試樣表層均形成了一定深度的硬化層（0.10～0.32 mm）。相對于AR 試樣，噴丸試樣表面以下深度的顯微硬度顯著提高，而疲勞壽命也更長。研究表明，顯微硬度與位錯密度呈正相關(guān)，高應(yīng)變率的塑性變形導(dǎo)致材料表層位錯的增殖，位錯密度提高有利于阻礙疲勞裂紋的萌生與擴(kuò)展，提高疲勞壽命[17-19]。

表5 K4169 合金試樣表面硬化層特征值Table 5 Characteristic values of surface harden layer of K4169 alloy specimens

4 結(jié)論

（1）噴丸后，雖然表面粗糙度Ra從未噴丸試樣的 0.364 μm 增大至0.902～1.137 μm，但是表面應(yīng)力集中系數(shù)Kst從未噴丸試樣的2.32 降低到噴丸試樣的1.66～2.11，較低的噴丸強(qiáng)度獲得了較低的Kst。

（2）噴丸后，K4169 合金試樣表面形成了高幅值的殘余壓應(yīng)力（?941～?1023 MPa）和微觀組織硬化層（0.10～0.32 mm）。較大的噴丸強(qiáng)度獲得了更大的硬化層深度。

（3）噴丸后，在632 ℃、450 MPa 條件下中值疲勞壽命由未噴丸試樣的7.7×104周次提高至噴丸試樣的8.64×105周次～3.461×106周次，提高了10.2～43.9 倍。較高的噴丸強(qiáng)度獲得了較高的疲勞壽命。

（4）噴丸后，疲勞源數(shù)量由多個減少為單個，疲勞源萌生位置由表面轉(zhuǎn)移至次表層。