超声表面滚压加工对Ti-6Al-4V合金显微组织及表面完整性的影响

，，

(华东理工大学，承压系统及安全教育部重点实验室，上海 200237)

0 引 言

随着现代工业技术的快速发展，对机械零部件使用寿命的要求越来越高，而机械零部件的疲劳失效往往始于表面，因此对其表面性能的要求也越来越高。为了延长机械零部件的服役寿命，表面强化技术得到了广泛的应用。表面强化技术可以改变材料表面的晶粒结构，获得具有表层高强度、中间高韧性的梯度纳米结构。国内外诸多研究[1-4]表明，通过表面强化技术获得的梯度纳米结构可以显著提高机械零部件的疲劳寿命。

金属表面纳米化的概念由LU等[5]提出，即在传统机械零部件表面制备具有纳米晶体结构的表层，从而改善其表面综合力学性能。目前，发展成熟且被广泛应用的金属表面纳米化方法包括深滚(Deep Rolling, DP)[6-8]、喷丸(Shot Peening, SP)[9]、激光冲击强化(Laser Shock Peening, LSP)[10]、低塑性抛光(Low Plasticity Burnishing, LPB)[11-13]和表面机械研磨(Surface Mechanical Attribution Treatment, SMAT)[14-17]等。

2007年，LIU等[18]提出了超声表面滚压加工(Ultrasonic Surface Rolling Process，USRP)，即通过装夹在数控加工中心上的超声表面滚压执行机构，将静压力和超声振动重叠施加到材料表面，使材料表层的晶粒得到细化。相较于传统的表面纳米化方法，该方法可以制备出高质量的表面纳米层，还可以通过数控加工中心对表面滚压路径进行编程，进而精确控制表面滚压路径。目前，有关采用USRP对钛合金进行表面强化的研究并不多，因此作者采用USRP对Ti-6Al-4V合金进行表面处理，研究了USRP对合金显微组织、显微硬度、残余应力和表面粗糙度的影响。

1 试样制备与试验方法

试验材料为退火态Ti-6Al-4V合金板，其化学成分(质量分数/%)为5.73Al，3.75V， 0.33C，90.19Ti；显微硬度为320 HV，显微组织如图1所示。由图1可以看出，该合金为由等轴α相(平滑部分)和β相(针条状部分)组成的α+β双相合金，α相的体积分数约为51%，其余为β相。

图1 Ti-6Al-4V合金的显微组织Fig.1 Microstructure of Ti-6Al-4V alloy

将USP-125型超声表面处理装置装夹在数控铣床上对合金试样进行USRP，试样的尺寸为80 mm×80 mm×6 mm。装置中加工头为半径5 mm的碳化钨球，加工过程中的静压力为720 N，超声换能器频率为17 kHz，加工头振幅为20 μm，执行机构进给速度为3 000 mm·min-1，步进为0.05 mm，加工次数为45次。采用“回”字形加工路径，确保同一区域每一道次的进给方向一致，从而保证同一区域承受的剪切力方向在整个加工过程中保持一致，USRP加工路径如图2所示。

图2 USRP加工路径示意Fig.2 Schematic illustration of USRP machining path

Ti-6Al-4V合金经USRP后，在体积比1∶2∶17的HF、HNO3、H2O混合溶液中腐蚀20 s，然后采用Observer.A1m型蔡司光学显微镜观察该合金横截面的显微组织。采用JEOL 2100型透射电镜(TEM)对合金中不同深度的微观结构进行分析。采用HXD-1000TMC/LCD显微维氏硬度计分别测Ti-6Al-4V合金经USRP后的截面硬度变化，采用金刚石压头，载荷为1.96 N，保载时间为15 s，由表面向内部每隔40 μm测10个点，同一深度中相邻两个测试点的间距为60 μm。采用Proto-iXRD MG40P FS型X射线残余应力分析仪测Ti-6Al-4V合金经USRP后的残余应力，选用铜靶，衍射晶面为{213}，X射线发生器管电压为24 kV，管电流为7 mA，准直管直径为1 mm。采用IFM G4型表面三维形貌仪分别测Ti-6Al-4V合金经USRP后的表面粗糙度。

图3 USRP后Ti-6Al-4V合金的横截面微观形貌Fig.3 Cross section microscopic morphology of Ti-6Al-4V alloy after USRP

2 试验结果与讨论

2.1 微观结构

由图3可以发现，USRP后Ti-6Al-4V合金横截面形成了明显的梯度结构。该合金的横截面可以分为3个区域：(1)剧烈塑性变形区，厚度约为140 μm，该区域在光学显微镜下无法观察出晶粒尺寸和晶界，这说明该区域发生了剧烈变形；(2)中间塑性变形区，厚度约为160 μm，该区域为流变组织，晶粒取向趋于一致；(3)基体，该区域为原始等轴α+β双相组织，没有发生明显变形。

由图4可知：Ti-6Al-4V合金的表面已经完全转变为纳米晶层，晶粒尺寸均匀，呈等轴状，衍射斑点已经成环且连续完整，这说明该层中的晶粒数量多，晶粒取向随机分布，且存在较多的大角度晶界；随着距表面距离(深度)的增加，晶粒尺寸逐渐增大，同时晶粒尺寸不均匀；在距表面30 μm处，晶粒取向开始呈现出一定程度的方向性，晶粒变为长条状纳米片晶，这种方向性随着深度的增加而变得越来越明显；在距表面80 μm处，合金中开始出现纳米孪晶，纳米孪晶的取向与长条状纳米片晶的取向趋于一致。通过对比不同深度的TEM暗场像可以发现，除合金表面的晶粒为等轴状纳米晶外，塑性变形区的晶粒均为长条状纳米片晶，晶粒取向均表现出明显的方向性，与LIU等[18]采用USRP形成的等轴状晶粒有明显区别。

图4 USRP后Ti-6Al-4V合金不同深度处的TEM暗场像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过程中，晶粒细化机制主要为形变诱导晶粒细化。由于采用“回”字形加工路径，取样区域晶粒的受力方向在每道次的处理过程中均保持一致，因此在一定的加工次数范围内，晶粒的变形趋势一致，容易形成取向一致的长条状纳米片晶。

2.2 显微硬度

Ti-6Al-4V合金显微硬度的测量矩阵如图5所示，该取点方法可以在获得足够测试点的同时，尽量减小硬度压痕对相邻测试点的影响。

图5 显微硬度测量矩阵示意Fig.5 Diagram of matrix of micro-hardness measurement

由图6可知：USRP后Ti-6Al-4V合金的显微硬度随深度的增加先略微增大后逐渐减小，距表面300 μm左右处的显微硬度接近基体的，这与塑性变形层的厚度相一致；合金的最大显微硬度为390 HV，基体的显微硬度为320 HV左右。结合TEM形貌可以发现，随着深度的增加，晶粒尺寸逐渐增大，硬度逐渐减小，这与Hall-Petch关系一致[19]，也与其他超细晶或纳米晶材料力学性能的研究结果相符[20-21]，因此晶粒细化可显著提高合金的硬度。由于合金近表面容易发生变形，硬度计的金刚石压头产生的压痕偏大，因此所测的硬度偏小。

图6 USRP后Ti-6Al-4V合金的显微硬度随深度的变化曲线Fig.6 Microhardness vs depth curve of Ti-6Al-4V alloy after USRP

2.3 表层残余应力

在USRP过程中，合金的表层产生不均匀塑性变形，必然会产生残余应力。残余应力是表面强化处理后材料疲劳性能提高的一个重要原因[22]。由图7可知：USRP后Ti-6Al-4V合金表层的残余应力为压应力，随着深度的增加，残余压应力先增大后减小，残余应力的影响深度超过600 μm；残余压应力的最大值出现在次表面，这是因为在USRP过程中，合金表面处于自由状态，无拘束效应，USRP后一部分残余压应力释放，因此表面的残余压应力低于次表面的。

图7 USRP后Ti-6Al-4V合金的残余应力随深度的变化曲线Fig.7 Residual stress vs depth curve of Ti-6Al-4V alloy after USRP

2.4 表面粗糙度

在适当的工艺参数下，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状态为铣床精铣，由试验结果可知，USRP前后合金的表面粗糙度分别为0.76,0.23 μm，这说明USRP有效改善了Ti-6Al-4V合金的表面粗糙度。在USRP过程中，合金表面产生的塑性变形对合金表面起到“削峰填谷”的作用，从而有效改善了合金的表面粗糙度。

3 结 论

(1) 采用“回”字形加工路径进行USRP后，Ti-6Al-4V合金表面形成了厚度约300 μm的塑性变形层；塑性变形层的表面为等轴纳米晶层，次表面为晶粒取向一致的长条状纳米片晶层。

(2) USRP后Ti-6Al-4V合金的显微硬度最高可达390 HV；随着距表面距离的增大，合金的残余丹凤眼应力先增大后减小，残余应力的影响深度超过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减小为0.23 μm。

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