噴丸處理對(duì)Al18B4O33晶須增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料殘余應(yīng)力和微觀結(jié)構(gòu)的影響

吳祎晗，姜傳海

(上海交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200240)

0 引 言

鋁基復(fù)合材料具有密度低、力學(xué)性能優(yōu)良、成本低等優(yōu)點(diǎn)，在航空航天、汽車、海洋環(huán)境等領(lǐng)域的應(yīng)用越來(lái)越廣泛[1]。從日本學(xué)者首次研發(fā)出硼酸鋁(Al18B4O33)晶須[2]后，其增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)及其性能便得到廣泛研究[3-4]。Al18B4O33晶須增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料是由鋁基體和纖維狀增強(qiáng)體組成的復(fù)合材料，由于基體和Al18B4O33晶須之間的熱膨脹系數(shù)相差較大，因此在材料制備以及后續(xù)熱處理過(guò)程中易產(chǎn)生相間內(nèi)應(yīng)力；相間內(nèi)應(yīng)力是導(dǎo)致相界開裂和晶間腐蝕的主要原因，對(duì)材料的抗應(yīng)力腐蝕以及抗疲勞性能有著非常不利的影響。ZHU等[3]研究發(fā)現(xiàn)，Al18B4O33晶須增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的疲勞壽命隨著Al18B4O33晶須體積分?jǐn)?shù)的增加而延長(zhǎng)，疲勞斷裂歸因于室溫下初生硅相和晶須的開裂以及高溫下基體的空化。在工程應(yīng)用中，裂紋往往起源于工件表面，材料的疲勞壽命與材料表面特性密切相關(guān)。因此，改善鋁基復(fù)合材料的表面性能具有重要的意義。

噴丸是一種傳統(tǒng)的表面機(jī)械處理工藝，廣泛應(yīng)用于工業(yè)生產(chǎn)。在噴丸過(guò)程中，大量具有高速動(dòng)能的丸粒撞擊工件表面使其產(chǎn)生一定程度的塑性變形，從而在表層引入殘余壓應(yīng)力并形成一定厚度的強(qiáng)化層,使得工件的抗疲勞性能、耐磨性能、抗應(yīng)力腐蝕性能等得到顯著提高[5-8]。目前雖然與噴丸相關(guān)的研究主要集中在如何提高殘余應(yīng)力方面，但有關(guān)殘余應(yīng)力在機(jī)械或高溫載荷下的穩(wěn)定性研究也同樣重要。噴丸工藝中的熱噴丸不僅可以有效提高工件中的殘余應(yīng)力，還可以提高位錯(cuò)結(jié)構(gòu)和殘余應(yīng)力的穩(wěn)定性[9-11]，因此研究熱噴丸對(duì)材料微觀結(jié)構(gòu)的影響尤為重要。

目前，國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)Al18B4O33晶須增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的研究大多集中在制備工藝、界面性能以及凝固過(guò)程[12-17]等方面，對(duì)該材料表面強(qiáng)化方面的研究較少。為此，作者對(duì)Al18B4O33晶須增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料進(jìn)行了不同溫度的噴丸處理，研究了噴丸處理后表層殘余應(yīng)力分布，采用X射線衍射線形分析方法對(duì)復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行表征，并研究了復(fù)合材料表層的顯微硬度變化。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為通過(guò)擠壓鑄造生產(chǎn)的Al18B4O33晶須增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料，其中Al18B4O33晶須的體積分?jǐn)?shù)為20%，呈隨機(jī)位向分布，晶須長(zhǎng)度為1030 μm，直徑為0.51.0 μm。在試驗(yàn)材料上加工出尺寸為20 mm×20 mm×5 mm的試樣，采用KX-T型干式噴砂設(shè)備對(duì)試樣表面進(jìn)行常規(guī)噴丸(室溫)與熱噴丸(200 ℃)處理，噴丸時(shí)間為40 s，覆蓋率大于100%，噴嘴直徑為15 mm，噴嘴與試樣之間的距離保持在100 mm，噴丸介質(zhì)為陶瓷丸，噴丸強(qiáng)度為0.15A。

噴丸處理后，采用電化學(xué)拋光法對(duì)試樣進(jìn)行剝層,利用L-XRD型X射線應(yīng)力分析儀，采用sin2ψ方法測(cè)定表層殘余應(yīng)力。采用Rigaka UItima IV型X射線衍射儀(XRD)對(duì)表層的物相組成進(jìn)行分析，采用銅靶，Kα射線，工作電壓為40 kV，工作電流為30 mA，掃描速率為1(°)·min-1，步長(zhǎng)為0.01°。利用X射線衍射線形分析方法即Voigt單峰分析方法[18-21]對(duì)XRD譜進(jìn)行計(jì)算分析，得到晶塊尺寸和顯微畸變沿著層深的變化規(guī)律。XRD譜線形h(x)可表示為

(1)

式中：f(x)為結(jié)構(gòu)寬化線形；g(y)為儀器線形。

由高斯和柯西分量組成的積分寬度的關(guān)系式[22]分別為

(2)

(3)

式中：β為積分寬度；下標(biāo)G和C分別代表高斯分量和柯西分量。

采用退火硅粉對(duì)儀器線形寬化進(jìn)行校準(zhǔn)。高斯分量取決于晶塊尺寸，柯西分量?jī)H受微觀應(yīng)變的影響。因此，晶塊尺寸D和微觀應(yīng)變?chǔ)诺挠?jì)算公式分別為

(4)

(5)

式中：λ為入射X射線的波長(zhǎng)；θ為半衍射角，對(duì)應(yīng)(311)晶面的衍射峰。

利用Williamson方法[23]計(jì)算位錯(cuò)密度ρ，其計(jì)算公式為

(6)

式中：b為伯氏矢量。

采用DHV-1000型顯微硬度計(jì)測(cè)復(fù)合材料表層的顯微硬度，載荷為1.96 N，加載時(shí)間為15 s，每個(gè)層深測(cè)5次取平均值。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 殘余應(yīng)力

由圖1可以看出：2種條件噴丸處理后復(fù)合材料表層的殘余壓應(yīng)力均隨著距表面距離(深度)的增加先增大后減小，隨后變?yōu)槔瓚?yīng)力；熱噴丸處理后復(fù)合材料表層的殘余壓應(yīng)力大于常規(guī)噴丸處理后的，材料表面殘余壓應(yīng)力與表層最大殘余壓應(yīng)力分別為75，139 MPa，均大于常規(guī)噴丸處理后的(56，111 MPa)；熱噴丸處理后殘余應(yīng)力由壓應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)槔瓚?yīng)力的深度(約105 μm)明顯大于常規(guī)噴丸處理后的(約83 μm)，說(shuō)明高溫能有效提高噴丸處理的影響層深。高溫條件下材料的強(qiáng)度降低，當(dāng)噴丸強(qiáng)度一定時(shí)，材料表層會(huì)發(fā)生更加嚴(yán)重的塑性變形，組織發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶，位錯(cuò)組態(tài)更為穩(wěn)定，同時(shí)殘余應(yīng)力場(chǎng)的穩(wěn)定性提高，在外加載荷作用下不易松弛[24]，從而延長(zhǎng)材料的疲勞壽命。

圖1 不同噴丸處理后復(fù)合材料表層的殘余應(yīng)力隨深度的變化曲線Fig.1 Curves of residual stress vs depth of composite surface layer after different shot peening treatments

2.2 微觀結(jié)構(gòu)

由圖2可以看出，常規(guī)噴丸處理后復(fù)合材料表層的物相主要由鋁相(JCPDS No.04-0787)和Al18B4O33相(JCPDS No.32-0003)組成，與熱噴丸處理后的相同。

圖2 常規(guī)噴丸處理后復(fù)合材料的XRD譜Fig.2 XRD pattern of composite after conventional shot peening

噴丸處理會(huì)引起材料表層微觀結(jié)構(gòu)的變化，反映在XRD譜上則表現(xiàn)為衍射峰的寬化[25];其寬化程度與材料的微觀結(jié)構(gòu)、微觀應(yīng)力和儀器寬化等因素均有關(guān)。由圖3可以看出，熱噴丸處理后復(fù)合材料表層的衍射峰半高寬明顯大于常規(guī)噴丸處理后的，且隨著深度的增加，二者的差值減小，在深度超過(guò)200 μm時(shí)，二者幾乎相等。

圖3 不同噴丸處理后復(fù)合材料表層衍射峰半高寬隨深度的變化曲線Fig.3 Curves of full width at half maximum vs depth of composite surface layer after different shot peening treatments

采用X射線衍射線形分析方法計(jì)算出復(fù)合材料表層的晶塊尺寸、微觀應(yīng)變和位錯(cuò)密度，結(jié)果如圖4所示。由圖4可以看出，噴丸處理后復(fù)合材料表層的晶塊尺寸隨著深度的增加而增大；熱噴丸處理后復(fù)合材料表層的晶塊尺寸小于常規(guī)噴丸處理后的，且隨著深度的增加，二者趨于一致。由此可看出，熱噴丸細(xì)化了復(fù)合材料表層的晶塊尺寸。噴丸處理后復(fù)合材料表面的微觀應(yīng)變隨著層深的增加而減??；熱噴丸處理后的微觀應(yīng)變小于常規(guī)噴丸處理后的，在深度約250 μm后二者基本相等。在噴丸過(guò)程中，隨著深度的增加，噴丸能量衰減，導(dǎo)致材料表層的彈塑性變形越來(lái)越小，因此隨著深度的增加，晶塊尺寸增加，微觀應(yīng)變減小。這與大部分噴丸試驗(yàn)結(jié)果[26-27]一致。熱噴丸處理后復(fù)合材料表面的位錯(cuò)密度為2.74×1014m-2，明顯高于常規(guī)噴丸處理后的(2.02×1014m-2)；隨著深度的增加，位錯(cuò)密度減小，且常規(guī)與熱噴丸處理后位錯(cuò)密度的差值也減小，當(dāng)深度增加到約200 μm時(shí)，二者基本趨于一致。在噴丸過(guò)程中，大量丸粒高速轟擊材料表面，使表層產(chǎn)生嚴(yán)重的彈塑性變形，導(dǎo)致表層的晶粒得到極大地細(xì)化，因此表層形成大量位錯(cuò)[28]。在較高溫度下位錯(cuò)的移動(dòng)更加容易，因此與常規(guī)噴丸相比，熱噴丸可引入更多的位錯(cuò)并引起更加劇烈的彈塑性變形。

圖4 計(jì)算得到不同噴丸處理后復(fù)合材料表層的晶塊尺寸、微觀應(yīng)變與位錯(cuò)密度隨深度的變化曲線Fig.4 Curves of domain size (a),microstrain (b)and dislocation density (c)vs depth of composite surface layer after different shot peening treatments

2.3 顯微硬度

由圖5可以看出：復(fù)合材料表層的硬度隨著深度的增加而減小，當(dāng)深度大于200 μm時(shí)硬度基本不變；熱噴丸處理后的顯微硬度高于常規(guī)噴丸處理后的，表明了熱噴丸極大提高了復(fù)合材料的硬度。在噴丸過(guò)程中，大量高速?gòu)椡璺磸?fù)沖擊材料表面，材料表層中的晶粒尺寸減小，位錯(cuò)密度增大，位錯(cuò)之間相互纏結(jié)，運(yùn)動(dòng)阻力增大。根據(jù)Hall-Petch公式[29]和Bailey-Hirsch公式[30]，材料的屈服強(qiáng)度與晶粒的平均尺寸成反比，與位錯(cuò)密度成正比，而材料顯微硬度為屈服強(qiáng)度3倍[31]，因此在表層晶塊細(xì)化和大量位錯(cuò)引入[32]的條件下復(fù)合材料表面的硬度顯著提高，且硬度變化規(guī)律與晶塊尺寸的相反，與微觀應(yīng)變和位錯(cuò)密度的相似。在高溫條件下噴丸時(shí)，位錯(cuò)更易啟動(dòng)與滑移，在相同噴丸強(qiáng)度下的塑性變形更劇烈，能在材料表層引入更高水平的殘余壓應(yīng)力場(chǎng)，并導(dǎo)致程度較高的晶粒細(xì)化和更大的位錯(cuò)密度；而后隨著試樣溫度的降低，穩(wěn)定的位錯(cuò)組態(tài)保存下來(lái)，殘余應(yīng)力場(chǎng)不易松弛。因此熱噴丸表層具有較高的顯微硬度。

圖5 不同噴丸處理后復(fù)合材料表層的維氏硬度隨深度的變化曲線Fig.5 Curves of microhardness vs depth of composite surface layer after different shot peening treatments

3 結(jié) 論

(1)常規(guī)噴丸和熱噴丸處理后Al18B4O33晶須增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料表層的殘余壓應(yīng)力均隨著距表面距離(深度)的增加先增大后減小，隨后變?yōu)槔瓚?yīng)力，且熱噴丸處理后的殘余壓應(yīng)力大于常規(guī)噴丸處理后的；熱噴丸處理后殘余應(yīng)力由壓應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)槔瓚?yīng)力的深度(約105 μm)明顯大于常規(guī)噴丸處理后的(約83 μm)。

(2)不同噴丸處理后復(fù)合材料表層的物相均主要由鋁相和Al18B4O33相組成；隨著深度的增加，不同噴丸處理后復(fù)合材料表層的晶塊尺寸增大，微觀應(yīng)變減小，且熱噴丸處理后的晶塊尺寸與微觀應(yīng)變均小于常規(guī)噴丸處理后的；熱噴丸處理后復(fù)合材料表面的位錯(cuò)密度為2.74×1014m-2，明顯高于常規(guī)噴丸處理后的(2.02×1014m-2)，且隨著深度的增加，位錯(cuò)密度減小，說(shuō)明熱噴丸可引入更多的位錯(cuò)并引起更加劇烈的彈塑性變形。

(3)2種噴丸處理均能提高復(fù)合材料表層硬度，表層硬度隨著深度的增加而減小，當(dāng)深度大于200 μm時(shí)硬度基本不變；熱噴丸處理后的顯微硬度高于常規(guī)噴丸處理后的。