400℃高周疲勞下TC17超聲沖擊強(qiáng)化表面狀態(tài)演化規(guī)律研究

關(guān)鍵詞：TC17鈦合金；超聲沖擊強(qiáng)化；表面狀態(tài)；高周疲勞；演化規(guī)律 中圖分類號(hào)：V261 DOI：10.3969/j.issn.1004-132X.2025.04.016 開放科學(xué)（資源服務(wù)）標(biāo)識(shí)碼（OSID）：

Investigation on Evolution Laws for Surface States of TC17 Alloy Induced by UIT during High-cycle Fatigue at 400^°C （204號(hào)

TAN Liang1，2*FAN Yi³ YAO Changfeng1.2 1.Key Laboratory of High Performance Manufacturing for Aero Engine，Ministry of Industry and Information Technology，Northwestern Polytechnical University，Xi'an，710072 2.Engineering Research Center of Advanced Manufacturing Technology for Aero Engine， Ministry of Education，Northwestern Polytechnical University，Xi'an，710072 3.Shaanxi Aikespu Electromechanical Technology Co.，Ltd.，Xi'an，710061

Abstract： Based on UIT experiments， surface state measurement and tension-tension high cycle fatigue tests at 400^°C ，the evolution laws of surface roughness， surface morphology，residual stress， microhardness，and microstructure of TC17 alloy were investigated. Results show that，compared with the surface states of the UIT processed specimen，after 1h heating treatment at 400°C ，the value of surface roughness Ra increases from 0.46μm to 0.67μm ，the surface microhardness decreases from to 450HV0.025 ，the surface compressive residual stress decreases from -640MPa to -525MPa ，the maximum value of compressive residual stress decreases from -1088MPa to -776 （20 MPa ，and the depth of plastic deformation layer decreases from 20μm to 13μm . After fatigue failure of the specimen at 400^°C ， the value of surface roughness Ra is as 1.22μm ， the depth of compressive residual stress layer is as 70μm ，the depth of plastic deformation layer is as 9μm ，and the subsurface equiaxed α phase transforms into elongated strips，the average grain area increases from 11.8μm² to 34μm² ：

Key words： TC17 titanium alloy; ultrasonic impact treatment（UIT）； surface state; high-cycle fatigue;evolution law

0 引言

航空發(fā)動(dòng)機(jī)是國(guó)之重器，體現(xiàn)了國(guó)家的科技水平和綜合實(shí)力。TC17鈦合金因具有強(qiáng)度高、塑性好、耐腐蝕、高溫性能優(yōu)異等特點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)風(fēng)扇和壓氣機(jī)葉片和整體葉盤等關(guān)鍵重要轉(zhuǎn)動(dòng)構(gòu)件[1]。該類構(gòu)件要求在集高速、高壓、高溫、復(fù)雜振動(dòng)于一體的極端環(huán)境條件下服役壽命達(dá)上萬(wàn)小時(shí)，先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)末級(jí)高壓壓氣機(jī)溫度可達(dá) 1000K ，壓力接近40個(gè)標(biāo)準(zhǔn)大氣壓。在如此極端服役工況下，該類轉(zhuǎn)動(dòng)構(gòu)件極易發(fā)生疲勞失效。現(xiàn)有資料表明，航空構(gòu)件疲勞失效中 80% 以上的疲勞裂紋起始于表面加工缺陷或損傷，如切削刀痕、表面微裂紋、表層應(yīng)變硬化、表層組織損傷、表層殘余拉應(yīng)力等。因此，表面狀態(tài)對(duì)構(gòu)件疲勞性能有著至關(guān)重要的影響。

為改善該類轉(zhuǎn)動(dòng)構(gòu)件的加工表面狀態(tài)，提高疲勞性能，通常采用表面強(qiáng)化對(duì)構(gòu)件進(jìn)行處理，但表面強(qiáng)化引入的表面狀態(tài)在構(gòu)件服役過程中不斷演化，不同特征演化規(guī)律復(fù)雜，衰減速率各不相同。超聲沖擊強(qiáng)化（ultrasonic impact treatment，UIT）是一種新型的表面強(qiáng)化方法，該工藝可降低構(gòu)件表面粗糙度，同時(shí)在表層引入較深的殘余壓應(yīng)力和應(yīng)變硬化層[2-4]。在超聲沖擊強(qiáng)化工藝參數(shù)對(duì)表面狀態(tài)和疲勞性能影響研究方面，PANIN等[5]研究了純鈦試件經(jīng)超聲沖擊強(qiáng)化后表層納米結(jié)構(gòu)中的非晶體學(xué)變形機(jī)制，在試樣表面下20μm 和 50μm 處觀察到含有位錯(cuò)和孿晶的 α -Ti晶粒；OHTA采用有限元法分析了沖擊頭半徑對(duì)殘余應(yīng)力分布的影響，發(fā)現(xiàn)表面等效塑性應(yīng)變與最大等效塑性應(yīng)變之比與表面殘余應(yīng)力之間存在相關(guān)性;DEKHTYAR 等7研究發(fā)現(xiàn)，與未強(qiáng)化試樣相比，超聲沖擊強(qiáng)化后Ti-6Al-4V鈦合金試樣旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞強(qiáng)度提高約 60% ；查旭明等[8]詳細(xì)總結(jié)了超聲沖擊強(qiáng)化工藝參數(shù)對(duì)鈦合金表層微觀結(jié)構(gòu)和微觀力學(xué)性能的影響規(guī)律；殷暢等[9]研究發(fā)現(xiàn)，超聲沖擊強(qiáng)化后 20Cr2Ni4A 鋼表面殘余奧氏體的含量由 11% 降低至 0.5% ，表面顯微硬度由724HV提高到 992HV ；曹小建等[10]研究表明，與未強(qiáng)化試樣相比，去應(yīng)力退火及固溶時(shí)效TC4鈦合金試樣在 1×10⁸ 循環(huán)周次下疲勞強(qiáng)度分別提高了 7.0% 和 10.7% ;李鳳琴等[11]研究發(fā)現(xiàn)，TC4鈦合金超聲沖擊強(qiáng)化表面殘余應(yīng)力隨著靜壓力的增大呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢(shì)，當(dāng)靜壓力為 500～800N 時(shí)能獲得較好的表面狀態(tài)，靜壓力超過 800N 后表面產(chǎn)生微裂紋損傷；TAN等[12]研究了超聲沖擊強(qiáng)化靜壓力和進(jìn)給速度對(duì)表面粗糙度、殘余應(yīng)力、顯微硬度和微觀組織的影響規(guī)律;ZHOU等[13揭示了TC17鈦合金銑削一超聲沖擊強(qiáng)化復(fù)合加工表面狀態(tài)重構(gòu)規(guī)律，銑削加工表面狀態(tài)對(duì)超聲沖擊強(qiáng)化后表面殘余應(yīng)力影響較小；WU等[14-15]研究了超聲沖擊強(qiáng)化TC4鈦合金近凈成形葉片表面幾何形貌和殘余應(yīng)力的形成機(jī)理，實(shí)現(xiàn)了葉片精密切削加工和超聲沖擊強(qiáng)化的工藝集成。

在疲勞循環(huán)過程中表面狀態(tài)演化研究方面，毛淼東[16]通過試驗(yàn)研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)應(yīng)變幅低于0.4% 時(shí)，TC4鈦合金晶粒大小無(wú)顯著改變，而應(yīng)變幅高于 1.2% 時(shí)，表面細(xì)化的納米晶粒尺寸逐漸變大；MALEKI等[i7]研究發(fā)現(xiàn)，噴丸強(qiáng)化后AISI1060鋼試樣疲勞循環(huán)初期殘余應(yīng)力衰減速率較高，之后有所降低；LEGUINAGOICOA等[18]研究發(fā)現(xiàn)，34CrNiMo6高強(qiáng)度合金鋼噴丸強(qiáng)化表面殘余應(yīng)力松弛量隨著外載荷的增大而增大，軸向拉伸疲勞試驗(yàn)過程中殘余應(yīng)力衰減量高于旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)過程中殘余應(yīng)力衰減量；鐘麗瓊等[19]分析了載荷形式對(duì)TC11鈦合金噴丸強(qiáng)化顯微硬度演化的影響，發(fā)現(xiàn)拉壓疲勞后，未經(jīng)過噴丸強(qiáng)化的試樣表層硬度略微增加，而經(jīng)過噴丸強(qiáng)化的試樣表層硬度梯度分布明顯下降，拉拉疲勞后，表面硬度值均呈現(xiàn)增大趨勢(shì);GILL等[20]研究表明，常溫低周疲勞過程中深冷滾壓強(qiáng)化 Ti-6Al-4V 鈦合金殘余壓應(yīng)力松弛程度不超過峰值應(yīng)力的 50% ，而高溫下殘余壓應(yīng)力最大松弛程度可達(dá)到峰值應(yīng)力的 70% ;SAALFELD等[21]研究了不同應(yīng)力幅值對(duì)滾壓強(qiáng)化SEA1045鋼殘余壓應(yīng)力演化的影響，結(jié)果表明殘余壓應(yīng)力衰減速率隨應(yīng)力幅值的增大而增大，殘余應(yīng)力的衰減導(dǎo)致疲勞壽命提高效果受限；HAN等[22]研究了噴丸強(qiáng)化和滾壓強(qiáng)化Ti60鈦合金表面狀態(tài)在常溫和 450^°C 拉/壓疲勞過程中的演化規(guī)律，結(jié)果表明，滾壓強(qiáng)化試樣的殘余壓應(yīng)力衰減速率低于噴丸強(qiáng)化試樣的殘余壓應(yīng)力衰減速率，且由于循環(huán)軟化作用表層顯微硬度均有所降低；章海峰等[23]研究了激光噴丸IN718鎳基高溫合金殘余應(yīng)力的高溫松弛行為，800^°C 保溫 300min 時(shí)，殘余應(yīng)力松弛幅度達(dá)82.14% 。

從以上分析中可以看出，現(xiàn)有研究主要集中在TC4鈦合金、高強(qiáng)度鋼等材料噴丸強(qiáng)化表面狀態(tài)演化規(guī)律上。本文以TC17鈦合金為研究對(duì)象，開展超聲沖擊強(qiáng)化表面粗糙度、表面幾何形貌、表層殘余應(yīng)力場(chǎng)、表層顯微硬度場(chǎng)和表層微觀組織等在 高周疲勞過程中的演化規(guī)律研究。

1試驗(yàn)過程

1.1 試驗(yàn)材料及方法

研究用材料為TC17鈦合金，它是一種 α+β 型鈦合金，名義成分為 Ti^-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr 。熱處理制度為：固溶 800°^°，4h ，水冷；時(shí)效620^°C，8h ，空冷。TC17鈦合金化學(xué)成分見表1，物理及力學(xué)性能見表2。

依據(jù)《HB5287—1996金屬材料軸向加載疲勞試驗(yàn)方法》，疲勞試樣尺寸幾何形狀和尺寸如圖1a所示。疲勞試樣制備方式為線切割下料 $$ 車削 $$ 超聲沖擊強(qiáng)化。首先采用慢走絲線切割機(jī)切取 ?15mm×70mm 圓棒試樣；然后在 HK63/ 1000型數(shù)控車床上進(jìn)行車削加工，工藝參數(shù)為主軸轉(zhuǎn)速 、車削深度 0.2mm 、進(jìn)給量0.06mm/r ；最后采用超聲沖擊強(qiáng)化設(shè)備在數(shù)控車床上進(jìn)行強(qiáng)化加工，工藝參數(shù)為振動(dòng)頻率34kHz 、沖擊頭振幅 6μm 、沖擊頭與試樣表面的過盈量 0.01mm 、主軸轉(zhuǎn)速 50r/min 、進(jìn)給量0.04mm/r 。超聲沖擊強(qiáng)化設(shè)備由超聲波發(fā)生器、換能器、變幅桿、沖擊頭及其他附屬配件組成，如圖1b所示。變幅桿為錐度變幅桿，沖擊頭為直徑4mm 的金剛滾珠。開始強(qiáng)化前通過塞尺判斷沖擊頭與試樣表面的距離，完成對(duì)刀操作；之后，按照過盈量 0.01mm 和試樣形狀尺寸編寫數(shù)控程序進(jìn)行加工，加工過程中采用油霧潤(rùn)滑，加工現(xiàn)場(chǎng)如圖1c所示。

1.2 表面狀態(tài)特征測(cè)試方法

圖2為TC17鈦合金疲勞試樣表面狀態(tài)特征測(cè)試示意圖。表面粗糙度和表面幾何形貌采用MarSurfXR20 輪廓儀進(jìn)行測(cè)量，取樣長(zhǎng)度為0.8mm ，評(píng)定長(zhǎng)度為 5.6mm 。為了減小測(cè)量誤差，在圓周方向均布4個(gè)測(cè)量位置，每個(gè)位置沿試樣軸向測(cè)量表面粗糙度，取平均值作為測(cè)試結(jié)果。表面幾何形貌采用MarSurfXR2O的三維幾何形貌功能采樣，取樣面積為 1mm×1mm ，采樣間距設(shè)置為 0.02mm ，測(cè)量速度為 0.5mm/s 。

殘余壓應(yīng)力采用PROTOLXRDMG2000殘余應(yīng)力測(cè)試分析系統(tǒng)進(jìn)行測(cè)試，測(cè)試參數(shù)為：室溫，同傾固定 Ψ 法，高斯函數(shù)近似法定峰，靶材Cu-Kα ，靶電壓 25kV ，靶電流 20mA ，衍射晶面（213），衍射角 142^° ，曝光時(shí)間 2s ，曝光次數(shù)10，光圈大小 2mm，X 射線入射角范圍 ±25^° 。采用浸泡腐蝕法從試樣表面開始逐層剝離材料，剝層操作和殘余應(yīng)力測(cè)試交替進(jìn)行，以便獲得不同深度下的殘余應(yīng)力。浸泡腐蝕液配比為： 30mL 氫氟酸、 30mL 濃鹽酸、 15mL 濃硝酸、 25mL 水，剝層腐蝕深度由浸泡時(shí)間控制。

表層顯微硬度和表層微觀組織測(cè)試需要從疲勞試樣上切取并制備金相試樣，金相試樣的制備步驟為：取樣 → 鑲樣→"磨樣→" 拋光。表層顯微硬度采用FM-800維氏顯微硬度計(jì)進(jìn)行測(cè)試，試驗(yàn)載荷為 0.196N ，保持載荷時(shí)間為 10s 。通過測(cè)量壓痕尺寸得到維氏顯微硬度值，為了減小測(cè)試誤差，同時(shí)獲得深度方向每間隔 10μm 的顯微硬度值，在保證壓痕清晰可見的情況下，壓痕點(diǎn)位呈斜線分布，即兩相鄰壓痕中心之間沿深度方向距離為 10μm ，水平方向距離大于 30μm 。表層微觀組織采用HeliosG4CX掃描電子顯微鏡進(jìn)行觀察，觀察前需要對(duì)金相試樣進(jìn)行腐蝕，腐蝕液配比為： 5mL 氫氟酸、 .25mL 硝酸、 70mL 水，腐蝕時(shí)間為 13～15s 。腐蝕時(shí)，用棉簽蘸取少許腐蝕液對(duì)金相試樣表面擦拭 20～30s ，之后用吹風(fēng)機(jī)吹干，放置掃描電子顯微鏡下進(jìn)行觀察。

1.3 高溫高周疲勞試驗(yàn)方法

根據(jù)航空發(fā)動(dòng)機(jī)TC17鈦合金整體葉盤服役工況，設(shè)計(jì)標(biāo)準(zhǔn)試樣疲勞試驗(yàn)為拉-拉疲勞，溫度為 400^°C ，最大應(yīng)力為 600MPa ，應(yīng)力比為0.1，加載形式為正弦波。疲勞試驗(yàn)在QBG-50高頻疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，加熱爐溫度升高到 400^°C 后保溫 ，開始加載循環(huán)載荷。 400^°C 高周疲勞試驗(yàn)現(xiàn)場(chǎng)如圖3所示。

為研究從疲勞循環(huán)開始至最終斷裂過程中疲勞試樣表面狀態(tài)特征的演化規(guī)律，由超聲沖擊強(qiáng)化試樣斷裂時(shí)的疲勞壽命 N_UIT 確定后續(xù)試樣的疲勞循環(huán)周次，分為設(shè)定為初始狀態(tài)保溫 ¹h 710^-2N_UT?10^-1N_UT 和 N_UIT ，取下試樣進(jìn)行表面狀態(tài)特征測(cè)試， 400^°C 高周疲勞試驗(yàn)方案見表3。

2結(jié)果與討論

2.1表面粗糙度與表面幾何形貌演化規(guī)律

圖4所示為TC17鈦合金超聲沖擊強(qiáng)化試樣在 400^°C 高周疲勞過程中表面粗糙度的演化規(guī)律。對(duì)比UIT-O和UIT-1試樣表面粗糙度可知，

溫度對(duì)表面粗糙度的影響較大， 400^°C 下保溫 ¹h 后試樣表面粗糙度 Ra 由 0.46μm 增大到0.67μm ；疲勞循環(huán)載荷加載后，試樣表面粗糙度隨循環(huán)周次的增加而增大，疲勞循環(huán)周次從0增加到4.17×10⁴ 階段，表面粗糙度急劇增大；疲勞循環(huán)周次從 4.17×10⁴ 增加到 4.17×10⁶ 階段，表面粗糙度增速較緩；試樣疲勞斷裂后表面粗糙度 Ra 為 1.22μm 。

根據(jù) 400^°C 高周疲勞過程中表面粗糙度的演化特點(diǎn)，采用指數(shù)增長(zhǎng)函數(shù)形式對(duì)圖4中表面粗糙度數(shù)據(jù)進(jìn)行擬合，得到表面粗糙度與疲勞循環(huán)周次的關(guān)系模型如下：

Ra=0.089N^0.301+0.673

圖5所示為超聲沖擊強(qiáng)化試樣在 400^°C 高周疲勞過程中表面幾何形貌的演化規(guī)律。如圖5a所示，UIT-O試樣超聲沖擊強(qiáng)化初始表面幾何形貌較為均勻，表面局部區(qū)域呈現(xiàn)凸起狀，這是由于超聲沖擊強(qiáng)化時(shí)沖擊頭磨損的碎屑被重新擠壓到工件表面所致。UIT-1試樣在 400^°C 保溫 ¹h 后，表面幾何形貌峰谷高度差有所增大；對(duì)比UIT-2和UIT-3試樣可以看出，隨著循環(huán)周次的增加，試樣表面幾何形貌不平整度也逐漸增大；UIT-4疲勞斷裂試樣表面幾何形貌波峰呈無(wú)規(guī)則分布，無(wú)明顯的超聲沖擊強(qiáng)化加工痕跡，表面不平整度急劇增大。由此可以得出，高溫和疲勞循環(huán)周次均使表面幾何形貌變得越來(lái)越粗糙。分析表面粗糙度和表面幾何形貌變化的原因可歸結(jié)于兩個(gè)方面：首先，在升溫和降溫過程中，材料表面與內(nèi)部存在溫度梯度，產(chǎn)生熱應(yīng)力，導(dǎo)致表面出現(xiàn)局部塑性流動(dòng)，增加表面粗糙度；其次，在拉-拉疲勞循環(huán)過程中，粗糙表面波谷位置局部發(fā)生塑性流動(dòng)，材料滑移擠出，甚至產(chǎn)生微小裂紋，導(dǎo)致表面輪廓發(fā)生變化，表面幾何形貌也隨之改變。

2.2 顯微硬度梯度分布演化規(guī)律

圖6所示為TC17鈦合金超聲沖擊強(qiáng)化試樣在 400^°C 高周疲勞過程中表層顯微硬度分布演化規(guī)律?？梢钥闯觯暃_擊強(qiáng)化在TC17鈦合金表層構(gòu)筑了高顯微硬度梯度場(chǎng)。初始狀態(tài)UIT-O試樣表面顯微硬度約 630HV0.025 ，硬化層深度約 140μm ，基體顯微硬度在 390HV0.025～ 400HV0.025 范圍內(nèi)，表面硬化程度為 60% 400 °C 保溫 ¹h 后UIT-1試樣表面顯微硬度約450HV0.025 ，硬化層深度約 80μm ，基體顯微硬度在 360HV0.025～370HV0.025 范圍內(nèi)；對(duì)比UIT-O和UIT-1試樣可知， 400^°C 保溫 ¹h 后表面顯微硬度下降了 28.6% ，硬化層深度減小了42.9% ，基體顯微硬度下降了 7.6% 。這一現(xiàn)象說(shuō)明，TC17鈦合金超聲沖擊強(qiáng)化后表層和基體材料在高溫下會(huì)發(fā)生軟化，導(dǎo)致硬化層深度和顯微硬度值均減小。對(duì)比UIT-2、UIT-3和UIT-4試樣可知，疲勞循環(huán)開始后，UIT-2試樣表面顯微硬度急劇減小，約 426HV0.025 ；之后UIT-3試樣表面顯微硬度繼續(xù)減小至約411HV0.025；隨后表面顯微硬度下降速度減緩，直至UIT-4斷裂試樣表面硬度約為 405HV0.025 ，硬化層深度約為80μm 。分析可知，在疲勞裂紋萌生階段，TC17鈦合金晶粒塑性滑移受到表層加工硬化層的阻礙，塑性滑移在材料變形過程中會(huì)消耗能量，在微觀力學(xué)特征上表現(xiàn)為顯微硬度急劇下降；之后隨著疲勞循環(huán)周次增加直至斷裂過程中，主要表現(xiàn)為疲勞裂紋尖端能量耗散過程，顯微硬度下降速度有所減緩。UIT-4斷裂試樣的顯微硬度整體低于其他試樣的顯微硬度，說(shuō)明試樣斷裂瞬間也耗散了大量能量。ZAROOG等[24]同樣發(fā)現(xiàn)，2024-T351鋁合金顯微硬度隨疲勞循環(huán)周次增加呈現(xiàn)下降趨勢(shì)。顯微硬度降低主要受兩方面因素影響，一是在 400^°C 保溫 條件下，TC17鈦合金表層晶粒尺寸有變大趨勢(shì)，晶粒尺寸越大，材料屈服強(qiáng)度越低；另一方面是TC17鈦合金屬于循環(huán)軟化材料，在疲勞過程中材料不斷發(fā)生微區(qū)的循環(huán)塑性變形，導(dǎo)致顯微硬度不斷減小。

根據(jù) 400^°C 高周疲勞過程中顯微硬度梯度分布場(chǎng)的演化特點(diǎn)，采用指數(shù)衰減函數(shù)對(duì)圖6中顯微硬度數(shù)據(jù)進(jìn)行擬合：

式中： H_HV 為顯微硬度； h 為表面下深度； A_HV 為顯微硬度初始幅值； λ_HV 為顯微硬度場(chǎng)衰減系數(shù)，決定著顯微硬度衰減到穩(wěn)定值附近的快慢程度。

為了提高擬合精度，得到簡(jiǎn)單合理的 A_HV 和λ_HV ，在擬合前對(duì)顯微硬度和表面下深度進(jìn)行歸一化處理，將其轉(zhuǎn)變?yōu)榱烤V一量，歸一化公式為

X_nor=（X_act-X_min）/（X_max-X_min）

式中： X_nor 為歸一值； X_act 為實(shí)際測(cè)量值； X_max 為實(shí)際數(shù)據(jù)最大值； X_min 為實(shí)際數(shù)據(jù)最小值。

顯微硬度和表面下深度取值范圍為： H_HVmax= 650HV0.025，H_HVmin=350HV0.025，h_max=200 μm，h_min=0 。五組超聲沖擊強(qiáng)化試樣 400^°C 高周疲勞試驗(yàn)過程中顯微硬度擬合模型如下：

圖7所示為顯微硬度梯度分布?xì)w一化后的擬合結(jié)果，擬合后決定系數(shù) R²gt;0.80 ，說(shuō)明曲線擬合程度較好、精度較高，用指數(shù)衰減函數(shù)可以很好地表征 400^°C 高周疲勞過程中TC17鈦合金超聲沖擊強(qiáng)化顯微硬度梯度分布曲線。

由式（4）分析可得，從UIT-0至UIT-4試樣顯微硬度初始幅值 A_HV 逐漸減小，說(shuō)明表面顯微硬度值不斷減小，其中UIT-O到UIT-1的 A_HV 變化幅度最大，說(shuō)明溫度對(duì)表面顯微硬度值影響顯著。從UIT-O至UIT-3試樣顯微硬度衰減系數(shù)λ_HV 絕對(duì)值逐漸減小，表明表層顯微硬度下降速率有所降低；UIT-4試樣 λ_HV 絕對(duì)值最大，表明斷裂試樣表層顯微硬度下降速率最大。

2.3殘余應(yīng)力梯度分布演化規(guī)律

圖8所示為TC17鈦合金超聲沖擊強(qiáng)化試樣在 400^°C 高周疲勞過程中表層殘余應(yīng)力梯度分布演化規(guī)律?？梢钥闯?，超聲沖擊強(qiáng)化后TC17鈦合金表層殘余壓應(yīng)力呈勺形分布，峰值殘余壓應(yīng)力位于表面下 30～40μm 。UIT-O初始狀態(tài)試樣表面殘余壓應(yīng)力約一 ?640MPa ，峰值殘余壓應(yīng)力約 -1088MPa ，殘余壓應(yīng)力影響層深度約220μm;400^°C 保溫 ¹h 后UIT-1試樣表面和峰值殘余壓應(yīng)力有所松弛，表面殘余壓應(yīng)力約一525MPa ，峰值殘余壓應(yīng)力約 -776MPa ，殘余壓應(yīng)力影響層深約 200μm 。常溫下試樣內(nèi)部殘余壓應(yīng)力與其屈服強(qiáng)度相互平衡，一旦高溫誘發(fā)屈服強(qiáng)度下降致使平衡被打破，則為了達(dá)到新的平衡狀態(tài)，殘余應(yīng)力會(huì)發(fā)生松弛[24]。對(duì)比UIT-1、UIT-2和UIT-3試樣可知，隨著循環(huán)周次的增加，表層殘余壓應(yīng)力不斷松弛，表面殘余壓應(yīng)力由－525MPa減小到 -230MPa ，峰值殘余壓應(yīng)力由－776MPa減小到 -484MPa ，但峰值殘余壓應(yīng)力位置和殘余壓應(yīng)力影響層深度幾乎不變。斷裂狀態(tài)UIT-4試樣表面殘余壓應(yīng)力和峰值殘余壓應(yīng)力均急劇減小，殘余壓應(yīng)力影響層深度僅約 70μm 。ZHANG等[25]在研究微噴丸強(qiáng)化EA4T車軸鋼疲勞行為時(shí)也發(fā)現(xiàn)同樣的規(guī)律，并指出其原因?yàn)榈谝谎h(huán)周次為準(zhǔn)靜態(tài)松弛，第一循環(huán)周次之后殘余應(yīng)力衰減速率下降，但斷裂時(shí)衰減量陡然增大，這是由于裂紋擴(kuò)展及斷裂時(shí)殘余應(yīng)力重新分布而造成的。當(dāng)構(gòu)件承受恒定載荷時(shí)，引入的殘余壓應(yīng)力場(chǎng)基本上不發(fā)生松弛，但是當(dāng)構(gòu)件承受交變載荷時(shí)，材料的個(gè)別晶粒經(jīng)過多周次的往復(fù)運(yùn)動(dòng)、增殖和堆積，導(dǎo)致相鄰晶粒發(fā)生位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而發(fā)生屈服現(xiàn)象，這是導(dǎo)致殘余應(yīng)力松弛的重要原因[26]。在隨后的循環(huán)加載過程中，TC17鈦合金位錯(cuò)密度降低，發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)效應(yīng)，在宏觀上表現(xiàn)為循環(huán)軟化的現(xiàn)象，從而導(dǎo)致殘余應(yīng)力進(jìn)一步松弛[27]。疲勞斷裂階段，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)更加顯著，殘余應(yīng)力松弛就會(huì)更加明顯。

根據(jù) 400°C 高周疲勞過程中殘余應(yīng)力梯度分布場(chǎng)的演化特點(diǎn)，采用下式余弦衰減函數(shù)對(duì)圖8中殘余應(yīng)力數(shù)據(jù)進(jìn)行擬合：

式中： σ_r 為殘余應(yīng)力； A_σ 為殘余應(yīng)力初始幅值； 為殘余應(yīng)力場(chǎng)衰減系數(shù)，決定著殘余應(yīng)力衰減到穩(wěn)定值附近的快慢程度； ω_σ 為固有角頻率，決定著殘余壓應(yīng)力峰值附近的變化快慢； θ_σ 為初始相位。

為了提高擬合精度，按式（3）對(duì)殘余應(yīng)力和表面下深度進(jìn)行歸一化處理。殘余應(yīng)力和表面下深度取值范圍為； 350μm，h_min=0 。五組 400°C 高周疲勞試驗(yàn)過程中試樣殘余應(yīng)力擬合模型如下：

UIT UIT- （204號(hào)UI Γ-2：σ_r（h）=-75.812e^-7.979hcos（0.096h-1.566） UIT -3：σ_r（h）=-66.0172e^-9.790hcos（0.118h-1.568） UIT-4 ：σ_r（h）=-0.271e^-9.647hcos（-10.897h-1.632） 』

圖9所示為殘余應(yīng)力梯度分布場(chǎng)歸一化后的擬合結(jié)果，擬合后決定系數(shù) R²gt;0.85 ，說(shuō)明曲線擬合程度較好、精度較高，用余弦衰減函數(shù)可以很好地表征 400^°C 高周疲勞過程中TC17鈦合金超聲沖擊強(qiáng)化殘余應(yīng)力梯度分布曲線。

對(duì)比式（5）余弦衰減函數(shù)系數(shù)可知，在 400°C 保溫 ¹h 和試樣斷裂失效前后， A_σ 和 ω_σ 值發(fā)生突變，表明高溫和疲勞斷裂對(duì)殘余應(yīng)力梯度曲線形式影響顯著；從UIT-1至UIT-3，λ。絕對(duì)值越來(lái)越大，表明殘余應(yīng)力場(chǎng)衰減至穩(wěn)定值附近的速率越來(lái)越快；從UIT-1至UIT- 3，θ_σ 數(shù)值變化不大，表明峰值殘余壓應(yīng)力位置變化不大。

2.4表層微觀組織梯度分布演化規(guī)律

圖10所示為TC17鈦合金超聲沖擊強(qiáng)化試樣在 400^°C 高周疲勞過程中表層微觀組織梯度分布演化規(guī)律。從圖10a中可以看出，超聲沖擊強(qiáng)化在TC17鈦合金表層引入約 20μm 深的塑性變形層，超聲沖擊強(qiáng)化后表層晶粒發(fā)生嚴(yán)重塑性變形，由等軸晶粒變成方向一致的細(xì)長(zhǎng)條狀。離表面距離越近，晶粒變形程度越大，塑性流變形成的切向流線與材料表面夾角越小，晶界變得模糊不清。表層微觀組織中高密度位錯(cuò)使晶粒破壞阻力增大，增強(qiáng)了材料塑性變形抗力，進(jìn)而提高了材料表層殘余應(yīng)力和表層顯微硬度值。UIT-1試樣經(jīng)過 400°C 保溫 ¹h 處理后，塑性變形層深度減小至約 13μm，400^°C 保溫 ^1h 過程中試樣表面發(fā)生軟化，部分晶粒變形得以恢復(fù)，所以其塑性變形層深度減小。疲勞載荷加載后，隨著循環(huán)周次的增加，UIT-1至UIT-3試樣塑性變形層深度變化不明顯；疲勞斷裂失效后，UIT-4試樣塑性變形層深度減小至 9μm ，同時(shí)表層顯微硬度和表層殘余應(yīng)力明顯下降。

圖11所示為TC17鈦合金超聲沖擊強(qiáng)化試樣在 400^°C 高周疲勞過程中基體微觀組織演化規(guī)律。由圖11a可見，TC17鈦合金基體微觀組織為 β 相、等軸狀 α 相和長(zhǎng)條狀 α 相組成，等軸狀 α 相含量較多。因此，本試驗(yàn)用TC17鈦合金為等軸組織。 400°C 保溫 ¹h 后，由于受高溫作用，UIT-1試樣基體中 α 相由等軸狀逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻睿黄谳d荷加載后，UIT-2至UIT-4試樣基體中等軸狀 α 相被拉長(zhǎng)，逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)殚L(zhǎng)條狀，且長(zhǎng)條狀 α 相含量逐漸增加；斷裂試樣基體微觀組織幾乎全部為長(zhǎng)條狀 α 相。圖12所示為TC17鈦合金 400^°C 高周疲勞過程中統(tǒng)計(jì)的基體中 α 相面積變化規(guī)律。 400^°C 保溫 后， α 相面積未發(fā)生明顯變化，隨著疲勞循環(huán)周次的增加， α 相面積逐漸變大。由Hall-Petch關(guān)系可知，晶粒大小與顯微硬度有關(guān)，晶粒尺寸越大，顯微硬度越低，這也和前文數(shù)據(jù)相吻合。 α 相面積增大后，易發(fā)生斷裂的相界增多，強(qiáng)度低的β相需要更大的變形來(lái)協(xié)調(diào)整體變形[28]，從而造成更大的應(yīng)力和應(yīng)變集中，微裂紋更易擴(kuò)展，所以超聲沖擊強(qiáng)化表層塑性變形層可抑制疲勞裂紋的萌生和早期擴(kuò)展。由于疲勞試驗(yàn)中設(shè)定溫度為 400^°C ，未達(dá)到相變溫度，所以表層基體微觀組織中并未發(fā)現(xiàn) β 相轉(zhuǎn)變。

圖13為 400^°C 高周疲勞試驗(yàn)前后TC17鈦合金表層材料晶粒取向圖，圖中白色區(qū)域表示取向差角在 2^°～15^° 范圍內(nèi)的小角度晶界。由于超聲沖擊強(qiáng)化后表層晶粒發(fā)生塑性變形，因此晶粒內(nèi)產(chǎn)生大量位錯(cuò)，位錯(cuò)之間不斷發(fā)生增殖、滑移、重排、湮滅，位錯(cuò)線大量交纏形成位錯(cuò)墻分割原來(lái)的晶粒，出現(xiàn)位錯(cuò)胞[29]，位錯(cuò)墻和位錯(cuò)胞纏結(jié)吸收更多的位錯(cuò)從而轉(zhuǎn)變?yōu)槿∠虿煌男〗嵌染Ы?。初始狀態(tài)下UIT-O試樣中小角度晶界較為集中地分布在表面下 0～20μm 范圍內(nèi)，疲勞斷裂UIT-4試樣中 α 相被明顯拉長(zhǎng)，且晶界與受力方向呈約 45^° 角，小角度晶界較為集中地分布在表面下 0～50μm 范圍內(nèi)，這主要是因?yàn)樵谄谘h(huán)載荷作用下，相鄰晶粒間發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)導(dǎo)致小角度晶界兩側(cè)的取向逐漸增大，轉(zhuǎn)為大角度晶界，同時(shí)整個(gè)試樣發(fā)生塑性變形，故小角度晶界均勻地分布在整個(gè)樣品中。圖14展示了 400^°C 高周疲勞前后TC17鈦合金試樣中晶界分布統(tǒng)計(jì)結(jié)果。初始狀態(tài)UIT-O試樣和疲勞斷裂UIT-4試樣中小角度晶界占比分別約為 48% 和 43% 。小角度晶界一般分布在位錯(cuò)堆積或位錯(cuò)纏結(jié)周圍，是材料內(nèi)部位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的結(jié)果，可以反映變形區(qū)域中的位錯(cuò)密度。

圖15為 400^°C 高周疲勞前后TC17鈦合金晶粒面積統(tǒng)計(jì)圖。從圖15a中可以看到，初始狀態(tài)UIT-1試樣中面積小于 20μm² 的晶粒約占87% ，平均晶粒面積約為 11.8μm² ，而疲勞斷裂UIT-4試樣面積小于 20μm² 的晶粒約占 64% ，平均晶粒面積約為 34μm² ，表明在疲勞循環(huán)加載過程中TC17鈦合金晶粒被拉長(zhǎng)。表3給出了車削試樣高溫疲勞壽命，對(duì)比可知，經(jīng)超聲沖擊強(qiáng)化后，試樣疲勞壽命提高2.4倍。疲勞壽命提高主要

是由于超聲沖擊強(qiáng)化降低了表面粗糙度，消除了車削紋理帶來(lái)的表面幾何形貌應(yīng)力集中；同時(shí)在試樣表層構(gòu)筑了殘余壓應(yīng)力梯度場(chǎng)、加工硬化梯度場(chǎng)和微觀結(jié)構(gòu)梯度場(chǎng)，延緩了疲勞裂紋萌生，阻礙了疲勞裂紋擴(kuò)展，從而提高了試樣的疲勞壽命[30]

3結(jié)論

通過超聲沖擊強(qiáng)化TC17鈦合金疲勞試樣在400^°C 拉-拉疲勞循環(huán)下的表面完整性測(cè)試，分析了表面粗糙度、表面幾何形貌、表層殘余應(yīng)力、表層顯微硬度和表層微觀組織的演化規(guī)律，得到以下結(jié)論：

1）TC17鈦合金超聲沖擊強(qiáng)化試樣 400^°C 保溫 1h 后，表面粗糙度 Ra 由 0.46μm 增大到0.67μm ;隨著疲勞循環(huán)周次的增加，表面粗糙度緩慢增大，但疲勞斷裂后表面粗糙度急劇增大，疲勞斷裂試樣表面粗糙度 Ra 為 1.22μm ，表面幾何形貌波峰波谷呈無(wú)規(guī)則分布。

2）超聲沖擊強(qiáng)化在TC17鈦合金表層構(gòu)筑了高顯微硬度梯度場(chǎng)， 400^°C 保溫 ¹h 后，試樣表面顯微硬度、硬化層深度和基體顯微硬度均明顯降低；隨著疲勞循環(huán)周次增加，表層顯微硬度分布整體下降，硬化層深度約為 80μm ，指數(shù)衰減函數(shù)可準(zhǔn)確地表征表層顯微硬度梯度分布。

3）超聲沖擊強(qiáng)化在TC17鈦合金表層構(gòu)筑了高殘余壓應(yīng)力梯度場(chǎng)， 400^°C 保溫 ¹h 后，試樣表面殘余壓應(yīng)力和峰值殘余壓應(yīng)力明顯減?。浑S著疲勞循環(huán)周次增加，表層殘余壓應(yīng)力分布整體下降，但峰值殘余壓應(yīng)力位置和殘余壓應(yīng)力影響層深度變化不大，分別保持在表面下約 30μm 和200μm 位置;疲勞斷裂后，殘余壓應(yīng)力場(chǎng)衰減嚴(yán)重，殘余壓應(yīng)力影響層深度僅為 70μm ;余弦衰減函數(shù)可準(zhǔn)確地表征表層殘余壓應(yīng)力梯度分布。

4）超聲沖擊后TC17鈦合金表層晶粒發(fā)生塑性變形和晶粒細(xì)化，塑性變形層深度約 20μm ，表層區(qū)域小角度晶界占比在 40% 以上；疲勞斷裂后TC17鈦合金 α 相由等軸狀被拉長(zhǎng)為長(zhǎng)條狀，平均晶粒面積由 11.8μm² 增大至 34μm² 。

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作者簡(jiǎn)介：譚靚*，男，1988年生，副研究員。研究方向?yàn)殛P(guān)鍵構(gòu)件多工藝復(fù)合抗疲勞加工技術(shù)。發(fā)表論文10余篇。E-mail：tanliang@ nwpu.edu.cn。

本文引用格式：

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