李 鵬，劉道新，關(guān)艷英，成書民，趙遠(yuǎn)興，曹 亮，李 歡

（1.西北工業(yè)大學(xué)腐蝕與防護(hù)研究所，西安710072；2.中航飛機(jī)股份有限公司西安飛機(jī)分公司，西安710089）

0 引 言

7055-T7751新型超高強(qiáng)度鋁合金是在7075鋁合金的基礎(chǔ)上進(jìn)一步控制鐵、硅兩種有害元素的含量發(fā)展起來的，與傳統(tǒng)的7150和7075鋁合金相比［1］，具有更高的比強(qiáng)度，更好的斷裂韌性、抗應(yīng)力腐蝕開裂性能和疲勞性能，因而成為現(xiàn)代先進(jìn)飛機(jī)結(jié)構(gòu)件的主要材料。疲勞破壞是飛機(jī)重要承力結(jié)構(gòu)件的主要失效形式，沒有進(jìn)行一定處理的7055-T7751鋁合金的疲勞抗力還難以滿足現(xiàn)代飛機(jī)高性能、長壽命、高可靠性等的設(shè)計(jì)要求。

金屬材料的疲勞抗力與其表面粗糙度、表面殘余應(yīng)力、顯微組織、硬度及損傷狀況等密切相關(guān)［2］。噴丸強(qiáng)化（SP）能通過引入表面殘余壓應(yīng)力和一定程度的表面加工硬化等有效提高金屬零部件的疲勞抗力［3-4］。但噴丸過程同時(shí)也會造成表面粗糙度增大，甚至導(dǎo)致表面開裂、脫層等表面損傷，損害了金屬材料的表面完整性，不利于疲勞性能的改善。因此，如何充分發(fā)揮SP的有利因素，降低SP的不利因素，是有效利用SP技術(shù)改善鋁合金疲勞性能的關(guān)鍵。噴丸強(qiáng)度和覆蓋率是噴丸處理過程中影響材料表面完整性及疲勞抗力的主要工藝參數(shù)，但是對于不同的金屬材料，它們的影響規(guī)律不同，而且二者之間還存在較為復(fù)雜的交互作用。生產(chǎn)上往往認(rèn)為噴丸強(qiáng)度和覆蓋率越高其效果越好，或者不顧零部件材料的個(gè)性特點(diǎn)盲目照搬其它相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)給定的參數(shù)。近年來，法國Zirpro等公司開發(fā)的陶瓷丸具有硬度高、破碎率低、不污染鋁合金材料等特點(diǎn)，與傳統(tǒng)鑄鋼丸和玻璃丸相比，在鋁合金表面強(qiáng)化方面優(yōu)勢突出。對于7055鋁合金的噴丸強(qiáng)化雖有相關(guān)研究報(bào)道，但是對于新型陶瓷丸噴丸強(qiáng)化影響7055鋁合金表面完整性及疲勞性能的規(guī)律和作用機(jī)制尚不清晰。為此，根據(jù)航空工業(yè)應(yīng)用的需求，作者以7055-T7751新型超高強(qiáng)度鋁合金為對象，研究了陶瓷丸噴丸強(qiáng)化對鋁合金疲勞抗力的影響規(guī)律［5-6］，并探討了其作用機(jī)制，為鋁合金的噴丸強(qiáng)化提供參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)用7055-T7751鋁合金為進(jìn)口材料，其化學(xué)成分見表1，室溫下其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為606，578MPa和9%。熱處理工藝為T7751，屬于特殊時(shí)效工藝技術(shù)，是美國Alcoa的專利。

表1 7055-T7751鋁合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical composition of 7055-T7751 aluminum alloy（mass） %

疲勞試樣的尺寸見圖1，表面完整性分析試樣尺寸為30mm×30mm×10mm。

圖1 疲勞試樣的尺寸Fig.1 Size of fatigue specimen

試樣表面噴丸強(qiáng)化處理采用MP4000型數(shù)控氣動式噴丸強(qiáng)化設(shè)備，參照生產(chǎn)經(jīng)驗(yàn)及有關(guān)資料選擇的噴丸處理工藝參數(shù)如表2所示，彈丸選用進(jìn)口AZB210陶瓷丸。機(jī)械加工后噴丸試樣用1000＃砂紙打磨至圖1所示尺寸，而后參照HB/Z26-2011《航空零件噴丸強(qiáng)化工藝》統(tǒng)一對試樣進(jìn)行倒角處理。

表2 7055-T7751鋁合金的噴丸處理工藝參數(shù)Tab.2 7055-T7751aluminum alloy shot peening process parameters

1.2 試驗(yàn)方法

采用XSTRESS-3000型X射線應(yīng)力測試儀，并結(jié)合化學(xué)剝層的辦法測噴丸強(qiáng)化后鋁合金試樣表面殘余應(yīng)力場沿深度的分布，測試時(shí)采用側(cè)傾法，掃描方式為固定ψ角法，ψ角分別取 0°，30°，-30°，45°，-45°，選擇半高寬法定峰，選用鉻靶（Kα）輻射，管電壓為35kV，管電流為20mA。

采用HV-1000型顯微硬度計(jì)，測試樣表面硬度，選用Knoop壓頭，載荷為0.245N，保載時(shí)間20s，同一層深處測5次，取平均值。

利用TR-300型表面輪廓儀測試樣的表面粗糙度，結(jié)果取3個(gè)測試點(diǎn)平均值。利用HITACHI S-570型掃描電子顯微鏡（SEM）觀察分析噴丸試樣的表面形態(tài)特征及損傷狀況。

利用PLG-100型高頻疲勞試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行疲勞試驗(yàn)，采用拉-拉加載方式，加載波形為正弦波形，應(yīng)力比R為0.1，載荷幅值為30MPa，頻率為150Hz，室溫下進(jìn)行。采用QUANTA 600型掃描電子顯微鏡（SEM）對疲勞斷口進(jìn)行觀察分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 噴丸強(qiáng)化對表面粗糙度與表面形貌的影響

由表3可以看到，噴丸處理使7055-T7751鋁合金的表面粗糙度增加，相同噴丸覆蓋率條件下，隨噴丸強(qiáng)度的增加鋁合金表面粗糙度也增大，這是因?yàn)閲娡鑿?qiáng)度越高，彈丸速度越快，能量越高，沖擊材料表面所造成的丸坑越深的緣故。對比相同噴丸強(qiáng)度、不同覆蓋率的SP2與SP4試樣表面狀態(tài)可以發(fā)現(xiàn)，高覆蓋率（200%）的SP4試樣的表面粗糙度反而略小于低覆蓋率（100%）的SP2試樣的，究其原因在于噴丸覆蓋率超過100%以后，噴丸過程會對前期形成的丸坑有一定的修復(fù)整平作用［6］。

表3 不同7055-T7751鋁合金試樣的表面粗糙度和疲勞壽命Tab.3 Surface roughnesses and fatigue lives of different 7055-T7751Al alloy specimens

由圖2可以看到，未經(jīng)噴丸處理的7055-T7751鋁合金基材表面有輕微的拋光磨痕；噴丸處理后，鋁合金表面出現(xiàn)了不同深度和大小的丸坑，且隨著噴丸強(qiáng)度的增大，彈丸撞擊鋁合金表面的能量增大，故彈丸坑尺寸（深度和口徑）增大，彈丸坑周圍塑性流變增強(qiáng)，同時(shí)局部脫層和皺褶突出。而噴丸覆蓋率提高后，鋁合金表面丸坑尺寸變化不明顯，而局部脫層和皺褶程度增大，即損傷情況有所增加。

圖2 不同7055-T7751鋁合金試樣表面的SEM形貌Fig.2 SEM morphology of the surface of 7055-T7751aluminum alloy base metal（a）and specimens after different SP treatments（b-e）

2.2 噴丸強(qiáng)化對表面殘余應(yīng)力的影響

圖3 不同7055-T7751鋁合金試樣表層殘余應(yīng)力分布Fig.3 Residual stress distribution in the surface of different 7055-T7751Al alloy specimens

由圖3可以看到，噴丸強(qiáng)化能夠在7055鋁合金表面引入數(shù)值較高、呈梯度分布的殘余壓應(yīng)力場。隨著噴丸強(qiáng)度的提高，鋁合金表面殘余壓應(yīng)力有所減小，而次表層的最大殘余應(yīng)力有所增大。原因在于隨著噴丸強(qiáng)度的增加，彈丸對材料表面沖擊能量增大，使鋁合金表層塑性變形程度增加，而噴丸引入的殘余壓應(yīng)力是表層塑性變形受內(nèi)部彈性變形約束的結(jié)果，因此噴丸強(qiáng)度提高，次表層能夠獲得更大數(shù)值的殘余壓應(yīng)力，但是噴丸強(qiáng)度過大會造成表面損傷（脫層或開裂）程度的提高，表面殘余壓應(yīng)力會發(fā)生一定的松弛，故噴丸強(qiáng)度進(jìn)一步增大會導(dǎo)致表面殘余壓應(yīng)力數(shù)值有所減小。對比SP2與SP4試樣可知，隨噴丸處理覆蓋率增大，鋁合金表面殘余壓應(yīng)力數(shù)值也增大，而次表層最大殘余壓應(yīng)力以及分布深度則有所減小。這是由于在噴丸覆蓋率超過100%以后的噴丸過程中，彈丸對前期噴丸層重新撞擊，導(dǎo)致過噴丸，表面損傷程度增大，使鋁合金表層殘余應(yīng)力發(fā)生一定的松弛現(xiàn)象，不利于疲勞性能的有效改善。

2.3 噴丸強(qiáng)化對表面硬度分布的影響

由圖4可以看到，噴丸處理使7055鋁合金試樣表面硬度增大，硬度沿層深呈梯度變化，最大硬化層深度在100～140μm。在覆蓋率為100%的條件下，隨著噴丸強(qiáng)度增加，表面硬度呈先增大后降低的變化規(guī)律。由于噴丸強(qiáng)度提高，陶瓷丸撞擊鋁合金表面的能量增大，陶瓷彈丸對鋁合金表面撞擊造成的加工硬化層深會有所增大，故表面硬度及硬化層深度增大；然而，過高強(qiáng)度的噴丸處理導(dǎo)致加工硬化后又出現(xiàn)軟化的現(xiàn)象，因此硬度降低。另外硬度的降低與表面的損傷程度增大也有直接的關(guān)系，這對鋁合金的疲勞性能顯然是不利的。

圖4 不同7055-T7751鋁合金試樣表層顯微硬度分布Fig.4 Microhardness distribution in the surface of different 7055-T7751Al alloy specimens

2.4 噴丸強(qiáng)化對疲勞壽命的影響

由表3還可以看到，與7055-T7751鋁合金基材相比，低強(qiáng)度噴丸處理SP1試樣的疲勞壽命提高了1.2倍，中等強(qiáng)度噴丸處理SP2試樣的疲勞壽命提高了1.7倍，而高強(qiáng)度噴丸處理SP3試樣的疲勞壽命降低了50%。在最有效的中等強(qiáng)度噴丸條件下，提高噴丸覆蓋率（SP4試樣），鋁合金的疲勞壽命不僅未進(jìn)一步提高，反而有所降低（SP4試樣的疲勞壽命比SP2試樣的低13.8%）。由此可見，無論噴丸強(qiáng)度過高，還是噴丸覆蓋率過高，均不能達(dá)到最有效地改善7055-T7751鋁合金疲勞性能的目的，反而造成過噴丸的不利影響。原因是噴丸處理時(shí)，過高的噴丸強(qiáng)度或覆蓋率條件下，鋁合金不能獲得良好的表面完整性，甚至出現(xiàn)表面脫層或開裂損傷，造成表面缺口效應(yīng)和應(yīng)力集中，導(dǎo)致疲勞性能變差。因此，較佳噴丸工藝參數(shù)為噴丸強(qiáng)度0.15mm，覆蓋率100%。

從圖5可以看到，7055-T7751鋁合金基材疲勞裂紋萌生于表面，呈現(xiàn)放射狀條紋，位于斷口平坦區(qū)；經(jīng)噴丸處理后（以SP2試樣為例），疲勞裂紋源已經(jīng)移到表面下，這顯然是由于噴丸引入的表面殘余壓應(yīng)力的影響造成的。

圖5 不同7055-T7751鋁合金試樣疲勞斷口的SEM形貌Fig.5 SEM morphology of fatigue fracture of base metal（a）and SP2（b）of 7055-T7751Al alloy

綜上所述，7055-T7751鋁合金經(jīng)合適工藝參數(shù)噴丸強(qiáng)化后其疲勞性能可以得到明顯的提高。而噴丸強(qiáng)化對7055-T7751鋁合金疲勞抗力的提高除了歸因于殘余壓應(yīng)力的產(chǎn)生，還要?dú)w因于表面完整性的改善。噴丸強(qiáng)化在7055-T7751鋁合金表面引入的殘余壓應(yīng)力沿層深呈現(xiàn)出梯度變化規(guī)律，因而可以十分有效地抵消外加疲勞載荷，抑制和延緩表面疲勞裂紋的萌生及早期擴(kuò)展［7-9］，并使得材料表面裂紋源向次表層轉(zhuǎn)移（圖5所示），而材料的內(nèi)部疲勞極限高于表面疲勞極限［10-12］，進(jìn)而有效提高了7055-T7751鋁合金的疲勞抗力。噴丸后7055-T7751鋁合金表層硬度增大，這是因?yàn)閲娡鑿?qiáng)化使金屬表層晶粒細(xì)化，位錯密度增大，達(dá)到冷作硬化作用。噴丸強(qiáng)化層內(nèi)晶粒細(xì)化及晶格畸變程度的提高，將金屬在疲勞交變載荷作用下發(fā)生的滑移阻止在應(yīng)變層與基體界面處，阻礙疲勞裂紋在材料表面萌生，從而延長了疲勞裂紋的萌生時(shí)間，因而也有利于7055-T7751鋁合金疲勞壽命的提高。

3 結(jié) 論

（1）合理參數(shù)的陶瓷丸噴丸強(qiáng)化處理能夠在7055-T7751鋁合金表面引入梯度分布的殘余壓應(yīng)力場，并造成合理層深的加工硬化，有利于提高合金的疲勞性能；噴丸強(qiáng)度過高或覆蓋率過大，會造成合金表面粗糙度過高或表面損傷過嚴(yán)重，導(dǎo)致表面缺口效應(yīng)和應(yīng)力集中效應(yīng)增強(qiáng)，不利于合金的表面完整性和疲勞性能改善。

（2）7055-T7751鋁合金陶瓷噴丸強(qiáng)化的較佳工藝參數(shù)為噴丸強(qiáng)度0.15mm，噴丸覆蓋率100%，經(jīng)此工藝處理后該鋁合金的疲勞壽命提高了1.7倍。

［1］胡本潤，吳學(xué)仁，陳劍鋒，等.2024-T3鋁合金疲勞小裂紋擴(kuò)展行為［C］//第五界全國MTS材料試驗(yàn)學(xué)術(shù)會議論文集.昆明：中國力學(xué)學(xué)會MTS材料試驗(yàn)協(xié)作專業(yè)委員會，2001：1-3.

［2］王仁智.金屬材料與零件的表面完整性與疲勞斷裂抗力間的關(guān)系［J］.理化檢驗(yàn)-物理分冊，2007，43（10）：535-537.

［3］王仁智.噴丸形變強(qiáng)化工藝技術(shù)與現(xiàn)代機(jī)器制造業(yè)［J］.現(xiàn)代零部件，2003（1）：69-71.

［4］王正，譚偉同，王璐，等.高溫低周疲勞短裂紋萌生的數(shù)值模擬［J］.機(jī)械工程材料，2014，38（3）：1-3.

［5］張志建，姚枚，李金魁，等.噴丸強(qiáng)化件表象疲勞極限優(yōu)化研究［J］.機(jī)械工程材料，2003，27（10）：1-5.

［6］李向斌，殷源發(fā)，王仁智.一種新型超高強(qiáng)度鋼噴丸強(qiáng)化研究［J］.材料工程，1991（2）：1-5.

［7］ZHANG Xiao-hua，LIU Dao-xin.Effect of shot peening on fretting fatigue of Ti811alloy at elevated temperature［J］.International Journal of Fatigue，2009，31（5）：889-893.

［8］劉崗，鄭子樵，楊守杰，等.2E12鋁合金的疲勞性能與裂紋擴(kuò)展性為［J］.機(jī)械工程材料，2007，31（11）：1-5.

［9］王仁智，姚枚.疲勞斷裂萌生的微細(xì)觀過程理論與內(nèi)部疲勞極限理論［J］.金屬熱處理學(xué)報(bào)，1995，16（4）：26-27.

［10］李向斌，李金魁，王仁智，等.噴丸強(qiáng)化的綜合效應(yīng)理論［J］.航空學(xué)報(bào)，1992，13（11）：1-5.

［11］劉道新，何家文.噴丸強(qiáng)化因素對Ti合金微動疲勞抗力的作用［J］.金屬學(xué)報(bào)，2001，37（2）：56-160.

［12］李向斌，邵培革.噴丸強(qiáng)化對材料旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞強(qiáng)度影響的定量研究［J］.材料工程，1995（10）：26-28.