增材制造γ–TiAl合金超聲噴丸表面完整性數(shù)值及試驗分析*

蔡 晉，譚明昕，李云玲，王 朔，曲敬龍

（1.沈陽航空航天大學(xué)，沈陽 110136；2.鋼鐵研究總院，北京 100081；3.北京鋼研高納科技股份有限公司，北京 100081）

TiAl 合金具有輕質(zhì)、高強度、高比模量等特點[1–2]，以及優(yōu)異的高溫抗氧化、耐燃、抗蠕變等性能[3–5]，主要用于航空發(fā)動機高壓壓氣機和低壓渦輪葉片，以實現(xiàn)減重和提高推重比的目的[6–7]。2006年美國GE 公司首次將Ti–48Al–2Cr–2Nb（γ–TiAl）合金應(yīng)用于GEnx 航空發(fā)動機的最后兩級低壓渦輪葉片。2014年CFM 公司選用TiAl 合金作為LEAP 系列新型發(fā)動機的渦輪葉片材料，燃油消耗可減少15%，LEAP–1C 發(fā)動機已安裝于首架C919 客機。2017年法國空客公司成功將TiAl 合金低壓渦輪葉片裝配于PW1100G 引擎并完成試飛。隨著成形工藝的不斷發(fā)展，TiAl 合金在低壓渦輪葉片上具有較大的應(yīng)用價值和發(fā)展?jié)摿Α?/p>

TiAl 合金材料的室溫脆性大、熱變形能力差、塑性和斷裂韌性低[8]，使用傳統(tǒng)加工技術(shù)難以制造具有復(fù)雜曲面及內(nèi)部冷卻管道的葉片，會受到內(nèi)腔成形難、殘余應(yīng)力分布不易控制、形狀復(fù)雜性等限制[9–10]。增材制造技術(shù)（Additive manufacturing，AM）可基于零件的數(shù)字模型，突破模具和形狀尺寸的限制，有選擇性地將金屬粉末熔化，直接制造具有復(fù)雜形狀的零部件[11–12]。Avio公司2012年報道了利用電子束選區(qū)熔化（Selective electron beam melting，SEBM 或EBM）技術(shù)制造大尺寸航空用渦輪葉片。Toh 等[13]對比了EBM 與常規(guī)鑄造試樣的組織與磨損性能，結(jié)果表明，EBM 制備的試樣組織致密且具有較高的顯微硬度。Baudana 等[14]提出EBM 技術(shù)可直接成形鈦鋁合金零件且能夠與鋼軸之間保持較好的連接。相比傳統(tǒng)工藝，AM 成形的TiAl 合金在應(yīng)力作用下易產(chǎn)生孔隙、開裂等缺陷[15]。Guo 等[16]指出TiAl 合金在AM 成形過程中，超高的冷卻速度所導(dǎo)致的殘余熱應(yīng)力及材料固有的脆性問題，使得增材制造TiAl 合金極易產(chǎn)生裂紋。Lavella 等[17]針對增材制造鈦鋁葉片榫頭的微動問題進行研究，提出裂紋的萌生與應(yīng)力分布相關(guān)。Srivastava 等[18]發(fā)現(xiàn)隨著AM 成形TiAl 合金沉積層的增加，殘余應(yīng)力逐漸累積，裂紋的長度和數(shù)量隨之增加。AM 金屬成形過程中對于殘余應(yīng)力的控制至關(guān)重要。

超聲噴丸（Ultrasonic shot peening，USP）通過彈丸介質(zhì)高速沖擊零件表面，使零件表面發(fā)生加工硬化，引入殘余壓應(yīng)力，均勻應(yīng)力分布，進而提高零件的抗疲勞等性能[19–20]。Kumar 等[21]研究表明，超聲噴丸處理可以產(chǎn)生較低的表面粗糙度和有利的殘余壓應(yīng)力層，壓應(yīng)力層的產(chǎn)生可以抑制裂紋萌生并降低裂紋擴展速率，從而提高合金材料的抗疲勞性能。?ebrowski 等[22]分析了增材制造Ti6Al4V 合金試樣噴丸前后表面幾何形貌變化情況，結(jié)果表明，通過鋼丸和陶瓷球丸噴丸處理得到的表面，與參考表面相比粗糙度降低；采用堅果殼彈丸，受彈丸尖銳等形狀特征影響，表面粗糙度增加；采用鋼丸與堅果殼，顯微硬度分別提高了約42%和30%；采用陶瓷球與鋼丸，抗拉強度平均提高了3.7%和4.2%。Yang 等[23]對不同表面處理下γ–TiAl 合金疲勞性能進行分析，研究表明，噴丸處理引入的殘余壓應(yīng)力層減少了試樣表面微裂紋和微孔等缺陷，提高了試樣的疲勞性能及抗疲勞裂紋萌生能力。

目前，針對增材制造γ–TiAl 合金超聲噴丸表面完整性的研究較少，本文以電子束熔化制備的γ–TiAl 合金試樣為研究對象，基于有限元仿真對超聲噴丸試樣應(yīng)力場分布及表面粗糙度進行數(shù)值分析，采用不同的噴丸參數(shù)對試樣表面進行0.15 A 和0.25 A 兩種噴丸強度的超聲噴丸試驗，揭示噴丸工藝對電子束熔化γ–TiAl 合金微觀形貌、殘余應(yīng)力分布、表面粗糙度及顯微硬度等表面完整性的影響規(guī)律，并驗證仿真模型的有效性。

1 仿真模型的建立

試驗與數(shù)值模擬過程中γ–TiAl 試樣尺寸均為50 mm×60 mm×5 mm，單元尺寸采用0.5 mm×0.5 mm×0.05 mm，網(wǎng)格類型為C3D8R，為避免彈丸在腔室中陷入棱角特征區(qū)域，采用圓柱體腔室，曲面環(huán)形側(cè)壁使彈丸在腔室中部區(qū)域集中分布，腔室內(nèi)壁直徑為70 mm，高度為90 mm；γ–TiAl 試樣密度為4 g/cm3，室溫屈服強度為450 MPa，彈性模量為160 GPa；彈丸材料為ZrO2，密度為6 g/cm3，彈性模量為208000 MPa；振動頭與腔室材料為GCr15，密度為7.8 g/cm3，彈性模量為210000 MPa。超聲噴丸過程為高應(yīng)變率沖擊過程，基于ABAQUS/Explicit 模塊建立模型，結(jié)合EDEM 離散元仿真，通過計算彈丸沖擊次數(shù)和沖擊力的疊加狀態(tài)，在構(gòu)件表面形成動態(tài)的恢復(fù)系數(shù)，檢索出接觸位置和接觸力，將接觸位置和接觸力引入有限元模擬分析中。彈丸、腔室、振動頭采用剛體約束，不考慮變形，僅考慮試樣變形；彈丸與試樣及其他部件采用面接觸。由于實際彈丸及腔室模具表面光滑，不考慮接觸摩擦因素。對振動頭設(shè)置位移約束，機械振動波形為正弦波曲線，頻率為20 kHz。超聲噴丸仿真裝配及網(wǎng)格模型、約束模型設(shè)置如圖1所示。

圖1 超聲噴丸仿真模型建立示意圖Fig.1 Schematic diagram of ultrasonic shot peening simulation model

2 試驗材料與方法

2.1 γ–TiAl 合金試樣制備

采用電子束熔化（EBM）技術(shù)制備γ–TiAl（Ti–48Al–2Nb–2Cr）合金試塊，粉末材料粒度為45～150 μm，其化學(xué)成分如表1所示[24]。試驗前利用電熱鼓風(fēng)干燥箱將Ti–48Al–2Nb–2Cr 合金粉末置于120 ℃真空環(huán)境下進行干燥處理，以去除粉末中的水分，增強電子束熔化過程中粉末的流動性及傳送時的均勻性。采用線切割機將制備的γ–TiAl 試塊切割成4 個20 mm×10 mm×5 mm 的試樣，分別標(biāo)記為S1、S2、S3、S4，依次用240 目、400 目、600 目砂紙將試樣切割面打磨至無明顯切割痕。

表1 Ti–48Al–2Nb–2Cr 合金粉末化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）[24]Table 1 Chemical composition of Ti–48Al–2Nb–2Cr alloy powder (mass fraction)[24] %

2.2 超聲噴丸試驗

EBM γ–TiAl 試樣表面超聲噴丸處理在超聲噴丸系統(tǒng)上進行，試驗系統(tǒng)原理如圖2所示。超聲噴丸系統(tǒng)主要由超聲波發(fā)生器、超聲波振動元件、超聲噴丸腔室組成。超聲波發(fā)生器將220 V 交流電轉(zhuǎn)化成20 kHz 超聲波振蕩信號；換能器將超聲波振蕩信號轉(zhuǎn)換成機械振動，經(jīng)由變幅桿放大，傳至振動頭產(chǎn)生相應(yīng)的超聲振動；振動頭激勵彈丸在腔室內(nèi)隨機運動；彈丸沖擊腔室內(nèi)零件表面完成噴丸強化。彈丸材料為氧化鋯陶瓷材料，硬度為1250HV，用A 型Almen 試片的弧高度值表征噴丸強度。為探究彈丸直徑及噴丸強度對試樣表面完整性的影響，在噴丸處理過程中選用1.5 mm、2.5 mm彈丸直徑進行超聲噴丸試驗，獲得0.15 A、0.25 A 兩種噴丸強度，并保證試樣表面達到完全覆蓋（噴丸覆蓋率≥98%），試驗涉及的工藝參數(shù)如表2所示。

圖2 EBM γ–TiAl 超聲噴丸表面完整性試驗與數(shù)值研究示意圖Fig.2 Schematic diagram of surface integrity test and numerical study of USP EBM γ–TiAl

表2 γ–TiAl 試樣超聲噴丸工藝參數(shù)Table 2 Ultrasonic shot peening process parameters of γ–TiAl samples

2.3 表面完整性檢測

采用MIRA3X–MHX 型掃描電子顯微鏡觀察噴丸試樣截面微觀形貌；利用STIL 公司MiCROMEASUR2非接觸表面三維輪廓儀表征不同噴丸工藝下試樣表面三維輪廓形貌及表面粗糙度，為保留試樣噴丸表面原始形貌，試樣經(jīng)超聲波清洗后直接觀測，表面輪廓測試范圍為0.5 mm×0.5 mm，掃描步長設(shè)定為1 μm，Z方向分辨率0.05 μm；利用JT–H6–B 工業(yè)電子顯微鏡觀察噴丸前后試樣表面形貌；采用LXRD 型X 射線衍射儀分析殘余應(yīng)力分布情況，靶材選用CuKα，衍射角148°，對試樣表面相同區(qū)域分別選取5 個點檢測表面殘余應(yīng)力值（圖1），利用化學(xué)減薄法進行剝層處理，由表面5 個點向深度測量，測量間隔為20 μm，通過衍射–減薄–衍射交替的方式獲得試樣內(nèi)部縱向應(yīng)力分布情況；采用HXD–1000TMC/LCD 維氏顯微硬度計測量試樣噴丸截面的縱向顯微硬度變化情況，在4.903 N 的載荷作用下保荷10 s，從距離表層0.1 mm 處開始測量，測量間距為0.1 mm，得到試樣經(jīng)超聲噴丸處理后顯微硬度變化情況。

3 數(shù)值模擬結(jié)果分析

3.1 γ–TiAl 合金超聲噴丸應(yīng)力場數(shù)值分析

圖3為不同工藝參數(shù)超聲噴丸γ–TiAl 合金試樣表面殘余應(yīng)力場。在數(shù)值模型中分別按S1、S2、S3、S4設(shè)置超聲噴丸工藝參數(shù)，4 種工藝參數(shù)對應(yīng)兩種超聲噴丸強度（S1、S2為0.15 A；S3、S4為0.25 A）。表面殘余應(yīng)力場均處于壓應(yīng)力狀態(tài)，0.25 A 噴丸強度下S3、S4試樣表面殘余壓應(yīng)力高于0.15 A 的S1、S2試樣表面應(yīng)力。在試樣局部邊緣區(qū)域由于應(yīng)力集中效應(yīng)的存在，引入殘余拉應(yīng)力，抵消了部分超聲噴丸引起的殘余壓應(yīng)力。噴丸強度的提高削弱了邊緣殘余壓應(yīng)力的抵消行為，相比0.15 A 噴丸強度，0.25 A 噴丸強度下邊緣殘余壓應(yīng)力由約–70 MPa提高至–130 MPa。相比1.5 mm彈丸，采用2.5 mm 彈丸邊緣殘余壓應(yīng)力在兩種噴丸強度下（0.15 A、0.25 A）分別增加約60 MPa、40 MPa。提高噴丸強度可以降低邊緣等棱角區(qū)域的補償拉應(yīng)力行為，在較低的噴丸強度下，增加彈丸直徑對削弱邊緣效應(yīng)的作用更顯著。

圖3 不同超聲噴丸工藝參數(shù)下試樣表面殘余應(yīng)力分布狀態(tài)Fig.3 Distribution of residual stress on sample surface under different ultrasonic shot peening parameters

圖4（a）統(tǒng)計了4 種超聲噴丸工藝狀態(tài)下γ–TiAl合金試樣的表面殘余壓應(yīng)力均值，在S1、S2、S3、S4工藝參數(shù)下，對試樣表面相同區(qū)域分別取5 個點檢測應(yīng)力值（圖1），表面應(yīng)力場均值分別約為–575 MPa、–513 MPa、–650 MPa、–615 MPa。噴丸強度與彈丸直徑的增加降低了測量值分布的離散程度，在0.15 A、0.25 A 噴丸強度下，采用1.5 mm 彈丸比2.5 mm 彈丸試樣表面殘余壓應(yīng)力均值分別提高約12.09%、5.7%。相比0.15 A 噴丸強度下的應(yīng)力場均值，0.25 A 噴丸強度下約提高16.2%。噴丸強度的提高可以增加試樣表面整體殘余壓應(yīng)力均值，在相同的噴丸強度下，減小彈丸直徑可以提高表面整體殘余壓應(yīng)力均值。相比較高的噴丸強度，在較低噴丸強度下，采用小直徑彈丸提高表面殘余壓應(yīng)力場程度更顯著。

圖4 表面殘余應(yīng)力和殘余應(yīng)力層深度統(tǒng)計Fig.4 Statistics of surface residual stress and residual stress layer depth

圖4（b）統(tǒng)計了4 種超聲噴丸工藝下γ–TiAl 合金試樣的殘余壓應(yīng)力層深度均值，在S1、S2、S3、S4工藝參數(shù)下，對試樣表面相同區(qū)域的5 個點向底面延伸檢測殘余壓應(yīng)力層深度。與表面殘余壓應(yīng)力分布規(guī)律相似，噴丸強度與彈丸直徑的增加降低了殘余應(yīng)力層深度測量值的離散程度。在S1、S2、S3、S4工藝參數(shù)下，殘余壓應(yīng)力層深度均值分別約為0.15 mm、0.19 mm、0.17 mm、0.22 mm。相比0.15 A 噴丸強度，采用0.25 A 噴丸強度下的殘余壓應(yīng)力層深度均值提高約14.7%。在0.15 A、0.25 A 噴丸強度下，相比1.5 mm 彈丸，采用2.5 mm 彈丸使殘余壓應(yīng)力層深度均值分別提高26.7%與29.4%。噴丸強度的提高可以顯著增加γ–TiAl 試樣殘余壓應(yīng)力層的深度，相同噴丸強度下，增加彈丸直徑可以提高殘余壓應(yīng)力層的分布深度。

3.2 γ–TiAl 合金超聲噴丸粗糙度數(shù)值分析

基于有限元仿真后處理過程中的位移場數(shù)據(jù)，統(tǒng)計試樣表面峰值及凹坑深度值信息。圖5統(tǒng)計了S1、S2、S3、S4參數(shù)下試樣表面粗糙度Ra均值的數(shù)值分析結(jié)果。4 種超聲噴丸參數(shù)下，S1～S4試樣Ra均值分別為1.2 μm、0.6 μm、1.4 μm、0.8 μm，噴丸強度與彈丸直徑的增加降低了Ra均值分布的離散程度。相比0.15 A 噴丸強度，0.25A 噴丸強度下Ra均值提高約22%。0.15 A 與0.25 A 噴丸強度下，相比1.5 mm 彈丸，采用2.5 mm 彈丸Ra值分別降低約50%與42.9%。

圖5 不同超聲噴丸工藝參數(shù)粗糙度分布狀態(tài)Fig.5 Roughness distribution state of different ultrasonic shot peening process parameters

4 試驗結(jié)果與討論

4.1 γ–TiAl 合金超聲噴丸微觀形貌分析

圖6為不同超聲噴丸參數(shù)下試樣截面的SEM 圖，試樣S1、S2、S3、S4由表層至深層的晶粒尺寸均呈梯度變化，近表層晶粒尺寸明顯減小，約是深層區(qū)晶粒尺寸的1/10，表明超聲噴丸處理后試樣表層產(chǎn)生強烈的塑性變形，微觀結(jié)構(gòu)尺寸得到細化，形成超聲噴丸晶粒細化層。與S1、S2相比，S3、S4晶粒細化層深度顯著提高，表明表層區(qū)域塑性變形程度隨噴丸強度的增加提高顯著，進而提高了晶粒細化層深度。

圖6 超聲噴丸后試樣截面SEM 圖Fig.6 SEM image of sample section after ultrasonic shot peening

4.2 殘余應(yīng)力分布

圖7為超聲噴丸處理后EBM 制備的γ–TiAl 合金試樣S1、S2、S3、S4殘余應(yīng)力隨深度分布。超聲噴丸前，試樣表面處于殘余拉應(yīng)力狀態(tài)，這是因為電子束熔化成形是快速加熱、融化、冷卻、凝固的過程，不均勻溫度場會引起局部熱效應(yīng)，產(chǎn)生塑性變形，驟冷驟熱狀態(tài)下熔覆層發(fā)生相變，晶粒體積膨脹，過渡到熱影響區(qū)后形成拉應(yīng)力。噴丸處理后試樣表層殘余應(yīng)力狀態(tài)發(fā)生改變，由殘余拉應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)闅堄鄩簯?yīng)力，超聲噴丸處理引入較大的殘余壓應(yīng)力，抵消了EBM 制備引起的殘余拉應(yīng)力。隨著噴丸參數(shù)變化，試樣S1、S2、S3、S4表面殘余壓應(yīng)力約為–474 MPa、–447 MPa、–570 MPa、–538 MPa；產(chǎn)生的最大殘余壓應(yīng)力位于次表層約10～20 μm 處，分別約為–506 MPa、–546 MPa、–538 MPa、–649 MPa，隨后殘余壓應(yīng)力隨測量深度的增加逐漸減小最終趨于穩(wěn)定，這是因為超聲噴丸過程中，彈丸直接作用于試樣表面，能量堆積在表層，隨著深度的增加，能量因逐漸擴散而減弱，因此殘余壓應(yīng)力逐漸減小。由試樣縱向應(yīng)力分布可以看出（圖7），殘余壓應(yīng)力層深度約為150～250 μm。

圖7 試樣殘余應(yīng)力隨深度分布狀態(tài)Fig.7 Distribution state of residual stress of samples with depth

對比不同噴丸參數(shù)下試樣表層殘余應(yīng)力分布情況，試樣表面殘余應(yīng)力與噴丸強度呈正相關(guān)。根據(jù)試樣縱向應(yīng)力分布情況，4 組試樣殘余應(yīng)力隨深度分布規(guī)律大致相同，最大壓應(yīng)力值均出現(xiàn)在距表層約10～20 μm 處，隨著測量深度的增加，壓應(yīng)力減小，并逐漸向殘余拉應(yīng)力轉(zhuǎn)變，最終穩(wěn)定在74 MPa 上下。

S1～S4試樣殘余壓應(yīng)力層深度分別約為0.17 mm、0.22 mm、0.19 mm、0.25 mm。噴丸強度0.15 A、0.25 A條件下，相比于1.5 mm 彈丸，采用2.5 mm 彈丸可使殘余壓應(yīng)力層深度分別提高約29.4%、31.6%。彈丸直徑1.5 mm、2.5 mm 條件下，0.25 A 噴丸強度試樣殘余壓應(yīng)力層的深度較0.15 A 分別提高約11.8%、13.6%。結(jié)果表明，相同彈丸直徑條件下，隨著噴丸強度的增大，殘余應(yīng)力層深度顯著增加；同一噴丸強度，增加彈丸直徑可使壓應(yīng)力層深度增加。結(jié)合有限元仿真分析結(jié)果，仿真模型的預(yù)測誤差分別為11.76%、13.64%、10.53%、12.00%，均在允許誤差范圍內(nèi)，驗證了采用有限元模型預(yù)測超聲噴丸殘余壓應(yīng)力層深度的有效性。

4.3 表面粗糙度

圖8（a）～（d）分別為4 種超聲噴丸參數(shù)（S1、S2、S3、S4）下試樣表面宏觀形貌。試樣經(jīng)大量彈丸高速、相互疊加撞擊，表面被多個小凹坑疊加覆蓋，噴丸覆蓋率≥98%，達到完全覆蓋。將圖8（a）與（c）、（b）與（d）對比可知，同一彈丸直徑下，隨著噴丸強度的增加，單位面積內(nèi)凹坑的數(shù)量增多，表面塑性變形分布更加均勻，與0.15 A 噴丸強度相比，0.25 A 噴丸強度的試樣表面超聲噴丸凹坑覆蓋程度更高，沖擊產(chǎn)生的凹坑與周圍凸起區(qū)域的塑性變形程度更明顯。將圖9（a）與（b）、（c）與（d）對比，在同一噴丸強度下，隨著彈丸直徑的增大，單位面積內(nèi)凹坑的數(shù)量減少，凹坑直徑變大，表面形貌趨于平坦。

圖8 超聲噴丸試樣表面形貌Fig.8 Surface morphology of ultrasonic shot peening samples

圖9 試樣表面三維輪廓形貌Fig.9 Three-dimensional profile of the sample surfac

圖9為超聲噴丸處理后試樣表面三維輪廓形貌，試樣表面呈現(xiàn)“山峰–山谷”形貌（顏色變化代表不同高度），同一噴丸強度下，相對2.5 mm 彈丸，采用1.5 mm彈丸噴丸處理后的試樣表面峰谷起伏明顯，高度變化梯度較大，凸起程度高于2.5 mm 彈丸噴丸表面。為了對試樣表面微觀起伏進行定量表征，利用SPIP（Scanning probe image processor）軟件計算觀察檢測區(qū)域的面粗糙度，測得S1～S4試樣的面粗糙度值分別為0.61 μm、0.53 μm、1.14 μm、0.62 μm。

圖10為不同噴丸參數(shù)下γ–TiAl 合金試樣S1、S2、S3、S4表面粗糙度的分布情況。S1～S4試樣Ra均值分別為1.39 μm、0.73 μm、1.53 μm、0.99 μm。相同彈丸直徑下，隨著噴丸強度的增加，試樣表面粗糙度增大，與0.15 A 噴丸強度相比，0.25 A 噴丸強度下，采用1.5 mm彈丸和2.5 mm 彈丸試樣Ra均值分別提高約10.07%、35.62%；同一噴丸強度下，增加彈丸直徑可有效降低試樣表面粗糙度，0.15 A 和0.25 A 噴丸強度下，相對于1.5 mm 彈丸，采用2.5 mm 彈丸試樣表面粗糙度分別降低約47.48%、35.29%，這是因為彈丸直徑越大，沖擊至試樣表面形成的凹坑直徑越大，凹坑與周圍凸起區(qū)域的塑性變形程度越小，經(jīng)彈丸多次沖擊疊加后，表面越趨于平整。結(jié)合有限元仿真分析結(jié)果（圖5），仿真模型的預(yù)測值與實際測量值之間的誤差分別為13.67%、17.81%、8.50%、19.19%，均在允許誤差范圍內(nèi)，驗證了采用有限元模型預(yù)測超聲噴丸試樣表面粗糙度值的可行性。

4.4 顯微硬度分布

圖11為試樣噴丸截面縱向顯微硬度變化情況，可以看出，4 組試樣截面顯微硬度的波動情況大致相同，最大顯微硬度均出現(xiàn)在距離表層最近的測量點位置，隨后顯微硬度呈遞減趨勢，測量至基體處，顯微硬度趨于穩(wěn)定。4 種噴丸工藝處理后，S1～S4試樣表面顯微硬度分別達到435HV、427HV、483HV、471HV，較未噴丸試樣表面（305HV）分別提高約42.26%、40.00%、58.36%、54.43%。由圖11得到S1～S4中試樣的硬化層深度分別約為0.25 mm、0.37 mm、0.33 mm、0.41 mm，表明彈丸直徑對硬化層深度有顯著影響。0.15 A和0.25 A噴丸強度下，相對于1.5 mm彈丸，采用2.5 mm彈丸試樣硬化層深度分別提高約48.00%、24.24%。相同彈丸直徑下，隨著噴丸強度的增加，硬化層深度增大，相對于0.15 A噴丸強度，0.25 A噴丸強度下采用1.5 mm彈丸和2.5 mm彈丸試樣加工硬化深度分別提高約32.00%、10.81%。

圖11 顯微硬度沿試樣深度方向分布狀態(tài)Fig.11 Distribution state of microhardness along depth direction of samples

5 結(jié)論

（1）經(jīng)超聲噴丸處理后，γ–TiAl合金試樣表層發(fā)生加工硬化，形成了由表層至深層的晶粒尺寸梯度變化，近表層晶粒尺寸明顯減小，約是深層區(qū)晶粒的1/10。相同彈丸直徑條件下，隨著噴丸強度的增加，晶粒細化程度增大，其中采用2.5 mm直徑彈丸在0.25 A噴丸強度條件下晶粒細化層深最大，約250μm。

（2）超聲噴丸強化使試樣表層形成約150～250μm深的殘余壓應(yīng)力場，抵消了EBM制備引起的殘余拉應(yīng)力，隨著噴丸參數(shù)變化，最大殘余壓應(yīng)力值出現(xiàn)在距表層約10～20μm處。相同彈丸直徑下，增加噴丸強度可有效提高試樣表面殘余壓應(yīng)力均值及殘余應(yīng)力層分布深度。相對于較高的噴丸強度，在低噴丸強度下，增加彈丸直徑試樣表面整體殘余壓應(yīng)力均值顯著降低。

（3）γ–TiAl合金試樣經(jīng)2.5 mm、1.5 mm直徑彈丸進行0.15 A、0.25 A噴丸強度的噴丸強化后，表面粗糙度約為0.6～1.2μm。相同彈丸直徑條件下，提高噴丸強度可顯著增加試樣表面粗糙度均值的分布；同一噴丸強度下，增加彈丸直徑可有效降低試樣表面粗糙度。

（4）超聲噴丸強化使γ–TiAl 合金試樣表面顯微硬度顯著提高，較未噴丸試樣提高約40%～60%。試樣截面縱向顯微硬度的波動情況大致相同，最大顯微硬度均出現(xiàn)在距離表層最近的測量點位置，隨著測量深度的增加，顯微硬度呈遞減趨勢，最終趨于基體顯微硬度305HV，影響層深度可達300～500 μm。

（5）基于有限元仿真分析試樣殘余應(yīng)力分布及表面粗糙度，相對于試驗檢測結(jié)果，仿真預(yù)測值誤差分別小于15%、20%，通過工藝仿真可實現(xiàn)γ–TiAl 合金超聲噴丸應(yīng)力場及表面粗糙度的有效預(yù)測。