钛合金自20世纪50年代以来广泛应用于各个领域,其中钛合金的代表是TC4,因其比强度高,耐高温、抗腐蚀性能好,成为钛合金工业中的王牌合金。TC4用于制造飞机压气机和涡轮叶片,但是有80%的航空事故与钛合金的疲劳失效相关,这引起学者们对钛合金疲劳性能的重点关注。超声喷丸(Ultrasonic shot peening, USSP)是冷作表面强化的有效手段,实质是弹丸以极高的速度从不同方向撞击金属表面[1],一方面引入由表及里的残余应力;另一方面使表层晶粒发生剧烈塑性变形,获得梯度纳米结构[2]。张少平[3]研究了喷丸强化对TC17疲劳寿命的影响,疲劳寿命提高的原因是较深的残余应力层、较高的表面硬化和表层晶粒的细化。高玉魁[4]测得TC18喷丸引入残余压应力场的分布规律,提出最大残余压应力值是材料的本征参数,认为当温度低于再结晶温度或交变应力低于疲劳极限时,残余应力应力释放缓慢。Christopher J. Lammi[5]研究了残余应力在材料性能中的作用,发现裂纹的闭合以及材料的塑性都与残余应力密切相关。Jong-Cheon Kim[6]研究了中碳钢喷丸件在高周、低周疲劳过程中残余应力的释放行为,发现残余压应力的释放和外加应变相关,最大残余压应力值对中碳钢的疲劳极限有显著影响。Jinxiang Liu等[7]预测了钢喷丸后的疲劳寿命,分析了残余应力场的分布,认为在疲劳循环至断裂失效的过程中残余压应力会不断释放。在航空航天领域,要求TC4合金在高温下具有优良的疲劳性能,马崇[8]研究了去应力热处理对焊接接头疲劳性能的影响,得到疲劳极限随应力比R的增加,接头能承受的应力幅降低。张晓化等[9]研究了热处理对TC4疲劳性能影响,分析了热处理对残余应力释放的影响,并发现残余应力主要通过抑制裂纹扩展路径起作用。作者前期研究了热处理温度对表面梯度结构Zr[10]、Ti[11]的影响,提出相应表面梯度结构组织热稳定温度范围。为分析温度对残余应力稳定性的影响以及残余应力释放后材料的疲劳性能,本研究通过超声喷丸处理TC4合金,在350 ℃条件进行不同时间的热处理,保留表层梯度纳米结构的基础上,通过四点弯曲疲劳实验,对比研究了热处理对疲劳性能的影响。
1 材料及方法材料选用热轧态TC4板材,线切割成25 mm×7.1 mm×3.3 mm矩形块,其化学成分和基本力学性能见表1和表2。试验采用铸钢丸单面喷丸,弹丸直径3 mm,密度7.8 g/cm3。USSP喷嘴出口压力0.4 MPa,喷丸时间30 min。热处理在CWF11型马弗炉内进行,加热至350 ℃,分别保温60、120、180和240 min,并随炉冷却至室温。采用Instron8801电液伺服疲劳机进行不同载荷下的四点弯曲疲劳实验,每个测试点选取3个平行试样,应力比R=0.1,得到疲劳极限与循环周次之间的关系,对疲劳试样断口形貌采用JSM-6460扫描电镜观测,通过JEM-200CX透射电子显微镜观测疲劳裂纹源位置的微观组织。
Element | Al | Fe | N | H |
Content | 5.5−6.8 | ≤0.30 | ≤0.05 | ≤0.015 |
Element | V | C | O | Ti |
Content | 3.5−4.5 | ≤0.10 | ≤0.20 | Bal. |
试样经USSP处理30 min,金相组织如图1所示,在表层形成大约50 μm的强化层,白色α相和黑色β相互相交错,β相均匀分布在晶界上。
将经USSP处理30 min并350 ℃保温不同时间的试样表层进行X射线衍射分析,计算结果如图2所示。晶粒尺寸可以通过XRD衍射峰宽化来计算,取(
式中λ为X射线波长,选取Cu靶材;Kα辐射波长λ=0.154056 nm;K为系数,一般取0.87~1,文中取0.89;d为晶块尺寸,θ是半衍射角,ε表示晶格畸变,β表示积分宽度,β由
针对不同处理条件的试样,分别得到其S-N曲线,对比分析了原始试样、USSP试样、USSP+350 ℃ 60 min试样的裂纹萌生层组织变化。通过电解抛光剥层,测得不同处理条件下的残余应力场分布,对比分析不同应力场和疲劳极限的关系。
3.1 S-N疲劳曲线分析如图3所示,原始试样经超声喷丸30 min强化,疲劳极限得到提高,从376 MPa提高到416 MPa,疲劳极限提高10.6%。试样热处理时间越长,疲劳极限下降越明显,热处理60 min,疲劳极限下降到395.6 MPa;经120、180和240 min热处理,疲劳极限分别是344、301和283.8 MPa。但是由图可得,经热处理60 min试样疲劳极限高于原始试样,说明短时间热处理对其疲劳极限影响不大。
3.2 组织变化分析图4对比分析了裂纹源处,不同处理条件试样透射组织,图4(a)是TC4基体组织,在一个晶粒内清晰可见单根自由位错,原始位错形态为细丝状。图4(b)为USSP-30 min TC4透射组织,相比原始基体,由于弹丸以一定的能量冲击到试样表面,由表及里发生了不同程度的塑性变形,当变形能产生的分切应力大于晶体滑移系的临界分切应力时,晶体内部发生滑移,进而发生位错的相互缠结[12]。由于距离表层较远,变形程度低,滑移系的开动引起了位错在晶粒内部的运动,但不足以使位错运动穿越晶界,所以位错在应变过程中不断增值并积塞于晶界处。图4(c)为经过热处理60 min的试样,可见晶粒内位错密度降低,温度升高为位错运动提供能量,减少了位错的积塞[13]。热处理时间不同的试样,变形层中积塞的位错得到不同程度释放,对比四点弯曲的结果可知,USSP-30 min试样疲劳极限最高,因为积塞的大量位错,发生塑性变形需要更大的力[14],晶粒之间相互制约,使得变形更加困难,实现了材料的强化[15]。热处理60 min裂纹源处组织和USSP强化试样相比,晶粒内积塞的位错明显减少,强化效果减弱,疲劳极限降低,但晶内位错密度明显高于原始试样,因此疲劳极限仍高于原始试样。
3.3 残余应力变化分析TC4经USSP处理30 min,表层发生塑性变形,引入残余压应力,于350 ℃热处理不同时间,得到不同表层应力梯度试样,其残余应力距表层深度分布如图5所示,不同热处理时间试样的残余应力特征参数如表3所示。结果表明,试样经不同时间热处理仍保持较大的残余压应力值,且表现出相同的变化趋势:随着距表层深度的增加,残余压应力先增大后减小,最后趋于零。
Treatment process | σsrs / MPa | σmrs / MPa | Zm / μm | Z0 / μm |
USSP | −516.1 | −702.5 | 61 | >201 |
USSP+350 ℃-60 min | −317.8 | −623.1 | 39 | >186 |
USSP+350 ℃-120 min | −237 | −478.4 | 62 | >189 |
USSP+350 ℃-180 min | −172.5 | −430.2 | 51 | 180 |
USSP+350 ℃-240 min | −150.2 | −294.9 | 24 | 170 |
由图5可见最大残余压应力均出现在次表层。在超声喷丸过程中,弹丸首先使表层晶粒发生变形,当喷丸时间持续增加时,表层细晶区以下的组织发生畸变,但其变形受到了表层组织和基体的双重束缚,变形难以得到释放,即积累的残余压应力值最大。热处理时间越长,残余压应力的特征参数值减小越明显,表面残余压应力σsrs、最大残余压应力σmrs、最大残余压应力距表面的距离Zm和残余压应力场深度Z0均减小。USSP-30 min处理TC4表层残余应力为−516.1 MPa,经过240 min热处理降至−150.2 MPa,释放71%。此外,最大残余应力也从−702.5 MPa降至−294.9 MPa,释放58%,残余压应力场降低至170~180 μm。
4 疲劳断口分析如图6(a)所示,原始试样裂纹在表层萌生,因为试样在四点弯曲疲劳实验过程中,应力比R等于0.1,即始终受到拉应力,在表层受到的拉应力最大,因此原始试样首先从表层起裂。当试样经USSP强化30min,表层组织发生塑性变形,得到一定厚度的强化层,裂纹源转移至次表层,如图6(b),以单一裂纹源方式萌生裂纹,在扩展过程中不断分叉,形成“人字形”扩展面[16]。
超声喷丸试样裂纹源从次表层萌生,一方面是由于残余压应力对外载荷的抵消,并带来裂纹闭合效应,而这种残余应力是经过一定周次循环加载后稳定存在的残余应力[17];另一方面是组织的强化,表层细化的晶粒和较高的位错密度,都有助于阻碍裂纹源在表层萌生。超声喷丸试样于350 ℃热处理60 min,裂纹源仍然萌生在次表层,但是起裂方式转变为多源裂纹起裂,裂纹源处于距表层100 μm左右,如图6(c)所注,有两个主要裂纹源,分别有多条细小裂纹向右下角扩展开,次生裂纹伴生在细小裂纹两侧[18]。热处理后,残余应力得到了比较明显释放,而微观组织基本保持喷丸后的特征,但不可避免会发生回复现象。回复将会导致位错密度降低,如图4(b)(c),由于回复引起位错密度降低,热处理后试样在疲劳时,残余应力的释放将会较为显著[19],使最终的稳定的残余压应力较低,在这部分稳定的残余应力和热处理后仍保留的位错共同作用下,材料裂纹源萌生于次表面。
5 结 论(1) 350 ℃热处理不同时间后,试样仍保有部分残余压应力,随热处理时间延长,残余压应力的特征参数值明显减小,且表层晶粒仍保持在纳米级。
(2) USSP-30 min试样经过热处理后,裂纹源处组织中积塞的位错得到释放,热处理时间超过60 min,疲劳极限显著降低。
(3) USSP-30 min试样疲劳失效形式以单一裂纹源萌形式生裂纹,USSP-30 min+350 ℃-60 min试样裂纹起裂方式转变为多源萌生,且都从次表层萌生,而原始试样裂纹从表层萌生。
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