激光冲击强化TC4双相钛合金过程中β相的细化机理

纪飞飞

(1.苏州健雄职业技术学院，苏州 215411；2.江苏大学机械工程学院,镇江 212013)

0 引 言

TC4钛合金作为典型的α+β双相钛合金，具有比强度高、耐蚀性好、耐热性好等特点，广泛应用于航空航天、医疗等领域[1]。然而，TC4钛合金的抗疲劳性能和表面耐磨性能较差，使用中易发生磨损和疲劳失效，极大限制了钛合金关键零部件在极端环境下的应用[2-3]。

金属构件的疲劳性能与其表面结构完整性密切相关。激光冲击强化(Laser shock peening，LSP)技术具有非接触、无热影响区、高性能、低变形、高柔性等突出优点，能够显著细化材料晶粒、诱导材料发生塑性变形、产生表面残余压应力，从而提高构件的疲劳性能[4-6]。目前关于激光冲击强化微观机理的研究主要围绕晶粒尺寸以及微观形貌特征方面展开。LU等[7]对ANSI 304不锈钢进行激光冲击强化处理，研究发现面心立方(fcc)材料的多向机械孪晶交叉作用以及位错运动是高应变速率塑性变形作用下晶粒细化的两大主要机制，多次激光冲击能实现纳米尺度的晶粒细化；LU等[8]对工业纯钛进行多次激光冲击强化，发现近表层的晶粒细化机理主要为亚微米尺度的多方向机械孪晶相互作用以及纳米尺度的次生机械孪晶和位错墙的相互作用。REN等[9]对Ti6Al4V钛合金进行激光冲击强化后发现，其α相(密排六方结构，hcp)中多方向的孪晶相互作用和位错运动共同起到了晶粒细化作用，同时β相(体心立方结构，bcc)中大量的位错经运动并堆积后形成了位错缠结、位错壁等微观结构，并随着位错密度的不断增加，形成了新的晶界，从而实现了晶粒细化。AO等[10]研究发现，β相晶粒主要通过横、纵向的位错滑移、堆积、缠结和重排作用而发生细化。关于金属材料在激光冲击强化时的晶粒细化机理可总结为以下3种模式：(i)严重塑性变形引起的位错运动形成位错缠结和位错壁等结构，在进一步堆积、挤压后形成亚晶界，并通过动态再结晶实现晶粒细化；(ii)多方向孪晶结构相互碰撞、湮灭，切割粗大晶粒从而实现晶粒的细化；(iii)位错运动与孪晶结构的协同作用实现晶粒细化。目前钛合金激光冲击强化机理的研究报道大多集中于单相钛合金上，α+β双相钛合金中β相晶粒细化机理的研究报道较少。因此，作者对TC4双相钛合金进行激光冲击强化处理，采用透射电子显微镜(TEM)对冲击前后材料表面微观形貌特征进行了分析，研究了超高应变速率塑性变形作用下β相的微观结构动态演变行为和位错滑移类型对微观结构特征的影响，描述了β相在激光冲击强化作用下的晶粒细化机理，从而为实现TC4双相钛合金材料复杂构件的表面改性，提高构件疲劳寿命，促进损伤构件的再制造提供理论指导。

1 试样制备与试验方法

试验材料为上海锦旗金属制品有限公司提供的3 mm厚TC4双相钛合金薄板，制备工艺为冷轧工艺。在钛合金薄板上取样，依次用200#～2000#砂纸打磨抛光试样表面，抛光后将试样真空放置，以防止试样与空气接触发生氧化反应。采用纳秒Gaia型激光冲击强化装置进行激光冲击强化试验，通过Nd…YAG型激光器震荡产生脉冲辐照试样表面，采用铝箔作为吸收层，液态水作为约束层。为了研究不同塑性变形程度下材料表面微观结构动态演变行为，将板状试样分为4个区域，分别进行激光冲击0次、1次、2次和3次。激光冲击强化试验参数如下：波长为1 064 nm，功率为6.5 J，光斑直径为3 mm，搭接率为50%，脉冲宽度为18 ns，频率为10 Hz。进行激光冲击时，保持激光光源位置不变，采用库卡机器人机械手KR30-3夹持试样，按照如图1所示的冲击路径来调整位置，通过机械手KR5R 1400控制作为约束层的水流的喷射速度及位置。3次冲击的路径相同。

图1 激光冲击路径

激光冲击强化后，将试样的冲击表面抛光至20 μm深度，利用冲压器在试样上截取直径为3 mm的小圆片，打磨未冲击表面至圆片厚度为100 μm，再采用离子减薄技术将圆片减薄至10 μm后，采用FEI F20型透射电子显微镜观察显微组织。采用X-350A型 X射线衍射仪和sin2ψ法测定残余应力，采用铜靶，Kα射线，管电压为22 kV，管电流为6 mA，准直管直径为2 mm，2θ扫描的起始角和终止角分别为145°和135°，扫描速率为6(°)·min-1。采用HXD-1000TMSC/LCD型显微硬度计测试显微硬度，载荷为1.96 N，保载时间为10 s，重复测10次取平均值。采用MTS Landmark型液压伺服测试装置开展室温高周疲劳测试，测定冲击试验前后材料的疲劳强度，工作频率为110 Hz，高周疲劳试验的峰值应力为330 MPa，应力比为0.2，标准疲劳试样原始标距尺寸为43.76 mm×20 mm×3 mm。

2 试验结果与讨论

2.1 激光冲击强化前后显微组织的变化

由图2可知，激光冲击强化前TC4双相钛合金主要由等轴α相和细长的β相组成，其中β相内存在一定数量的位错，而α相内没有观察到明显的缺陷。这是由于bcc结构的β相具有更多的滑移系，冷轧时更容易发生塑性变形[11]。由反傅里叶变换(IFFT)图可知，在β相中位错的主要类型为(110)晶面的柱面〈a〉位错和(111)晶面的塔型〈c+a〉位错。激光冲击强化处理前TC4钛合金的平均晶粒尺寸约为 21.33 μm。

图2 激光冲击强化处理前TC4双相钛合金的TEM形貌及位错类型

由图3可知，当TC4双相钛合金经过1次激光冲击强化处理发生塑性变形后，β相内位错缺陷更加密集，呈多方向延伸分布的位错线结构。位错线处主要为(100)晶面的基面〈a〉位错和(111)晶面的塔型〈c+a〉位错。两种位错沿着不同晶面增殖、塞积，阻碍彼此的进一步扩展而形成了基面-塔型位错锁结构[12]。单次激光冲击强化作用后，钛合金的平均晶粒尺寸约为9.65 μm，与未冲击强化时相比，晶粒明显得到细化。

图3 激光冲击强化1次后TC4双相钛合金的TEM形貌及位错类型

图4 激光冲击强化2次后TC4双相钛合金的TEM形貌及位错类型

由图5可知，TC4双相钛合金经3次激光冲击强化处理后，塑性变形进一步加剧，但β相内的位错密度呈现出明显的下降趋势。新增殖的位错进一步堆积，挤压位错壁处的原有位错，晶界两侧应力集中加剧，晶界处于非平衡状态，促进了晶体的旋转，从而生成了一定数量的亚晶界结构。为使能量最小并使内部结构受力处于平衡状态，亚晶界会进一步吸收邻近区域的位错，形成更多的亚晶界。这些亚晶界通过连续动态再结晶演变最终形成相对稳定的大角度晶界，分割原始粗晶粒，从而实现晶粒细化。β相内的亚晶界主要由(112)晶面的塔型〈c+a〉位错和(101)晶面的柱面〈a〉位错相互作用形成，这些相互作用的位错形成了亚晶界界面处的位错锁。此外，在应力作用下，晶体中的原子开始移动和重新排列，形成了一种新的微观结构。这种微观结构的典型特征是一些原子靠近相邻原子，原子间距在10.2～22.2 nm之间。原子排列的紧密性使得原子键断裂需要较大的能量，有利于提高材料的显微硬度和疲劳寿命[13]。经3次激光冲击强化作用后，TC4双相钛合金的平均晶粒尺寸约为4.68 μm。

图5 激光冲击强化3次后TC4双相钛合金的TEM形貌及位错类型

由图6可知，经激光冲击强化处理后，TC4双相钛合金中β相晶粒细化主要通过以位错滑移机制为主的微观结构演变过程实现：冲击强化处理前试样中β相内存在一定数量的柱面〈a〉位错和塔型〈c+a〉位错；激光冲击后，诱导钛合金发生塑性变形，β相因具有较多的滑移系而优先产生位错滑移，位错首先通过增殖、滑移形成多方向分布的位错线，这些位错主要为基面〈a〉位错和塔型〈c+a〉位错；随着塑性变形加剧，位错线周围不断吸收、聚集更多的位错，形成位错壁和位错胞，此时位错主要为塔型〈c+a〉位错和基面〈a〉位错；塑性变形幅度进一步加大后，新增殖的位错堆积并挤压位错壁处已有位错，促进β晶粒中亚晶界结构生成，亚晶界主要由塔型〈c+a〉位错和柱面〈a〉位错构成。亚晶界两侧受力作用发生塑性变形，导致晶格发生畸变、旋转而处于非平衡状态，最后通过动态再结晶，小角度不稳定亚晶界逐渐转变为大角度稳定晶界，分割晶粒从而实现晶粒细化。

图6 β相晶粒细化机理

2.2 激光冲击强化前后残余应力的变化

高能激光冲击波诱导金属材料表层迅速气化形成等离子体，并进一步吸收激光热量而迅速挥发，从而在约束层作用下，形成超强冲击波产生冲击力，使得材料沿深度方向发生塑性变形，导致晶粒挤压、扭曲，产生位错、孪晶等微观缺陷。当冲击波作用消失后，塑性变形区域受周围材料的限制和反作用，在平行于冲击表面的平面上会产生应力场，从而诱导形成残余压应力[5]。由图7可以看出：未冲击TC4钛合金表面存在70～95 MPa的残余拉应力，且沿深度方向残余拉应力变化不大；激光冲击强化作用后，合金表面的残余拉应力转变为残余压应力，且残余压应力随深度增加而下降，影响深度约为1 000 μm；冲击强化1次、2次和3次后，试样表层最大残余压应力分别为785，890，1 020 MPa，随着强化次数的增加，材料塑性变形加剧，残余压应力增大。当塑性变形达到一定程度后，位错等微观缺陷会导致材料出现硬化现象，且随着冲击次数的增加，材料硬化越显著，因此残余压应力增幅逐渐减小。

2.3 激光冲击强化前后力学性能的变化

未冲击及激光冲击强化1次、2次、3次后TC4钛合金的表面硬度分别为340，370，390，400 MPa。在激光冲击下，材料表层发生超高应变速率塑性变形而产生位错等缺陷，不断增殖的位错通过位错滑移、堆积、层错堆垛等方式形成位错线、位错壁、位错胞及位错墙。根据Taylor公式，材料的硬度与位错密度呈线性相关[14]，因此激光冲击后钛合金硬度提高，且随着冲击强化次数增加，塑性变形程度加剧，位错缺陷增多，硬度进一步增大。然而，随着位错的不断增殖，塑性变形抗力也在提高，因此多次激光冲击的强化效果逐渐减弱，硬度增幅随冲击强化次数增加而减小。

由图7可知，未冲击及冲击强化1～3次后的材料疲劳强度分别约为 450，490，560，575 MPa。晶粒细化及残余压应力是提高材料疲劳强度的主要因素。一方面，经激光冲击强化后，TC4双相钛合金晶粒得到细化，晶界数量增多，晶体中的高密度位错、孪晶和其他结构缺陷会阻碍位错运动，使得金属材料更难发生塑性变形，从而抑制裂纹扩展，提高疲劳强度。另一方面，激光冲击后，合金表面硬度及残余压应力显著提高，在实际受载时，残余压应力可以抵消一部分外载荷的作用，从而提高疲劳性能。经2次冲击强化作用时疲劳强度增幅最大，而冲击强化3次时，增幅明显降低，这主要是由残余压应力增幅及晶粒细化效果随冲击次数的增加而减弱造成的。

3 结 论

(1) 经激光冲击后，TC4双相钛合金中β相晶粒细化，其细化机理为严重塑性变形使得β晶粒中产生位错，经增殖、滑移后形成位错线、位错壁和位错胞，位错运动形成亚晶界，通过动态再结晶实观晶粒细化。

(2) 激光冲击强化作用可以显著提高TC4钛合金表面显微硬度，并诱导生成残余压应力，且随着冲击次数的增加，材料表面显微硬度和残余压应力值增加，但增幅逐渐减小；激光冲击强化作用可以显著提高材料疲劳强度，但提高幅度随冲击次数增加先增加后减小。