羅學昆,吳小燕,王科昌,王 欣,湯智慧

（1．中國航發(fā)北京航空材料研究院 航空材料先進腐蝕與防護航空重點實驗室，北京 100095；2．中國航發(fā)南方工業(yè)有限公司，湖南 株洲 412002）

金屬零件的表面完整性主要取決于表面加工成形方法，并對零件整體的疲勞性能和可靠性具有重要影響[1]。為了獲得高品質的構件，Field等[2]首先提出了表面完整性的概念及其評價方法，并研究了機加工對金屬表面及亞表層的機械和冶金特征參數的影響規(guī)律，為制造業(yè)提供技術參考。航空發(fā)動機渦輪盤在服役時承受高溫、高載等多重載荷綜合作用，存在疲勞失效破壞風險，成為發(fā)動機的限壽件。因此，渦輪盤的制造對表面加工成形方法提出了更高的要求。人們在加工參數對航空材料表面完整性的影響方面開展了大量研究，并積累了豐富的數據[1，3-6]。由于大約60%的航空零件失效是由疲勞引起的[7]，航空制造業(yè)對零件的疲勞性能尤為關注。然而目前，人們在加工表面完整性對疲勞性能的影響方面缺乏系統(tǒng)研究。

渦輪盤結構復雜，加工精度要求高，其榫槽、輔板、盤心孔等典型部位存在顯著的結構應力集中。另外，渦輪盤的材料強度高，具有一定的表面應力集中敏感性，而榫齒等關鍵部位之間的相互遮擋又提高了機械加工難度，較易產生局部表面加工應力集中。因此，為了提高渦輪盤的疲勞性能，人們采用噴丸強化技術改善零件加工后的表面完整性。目前，國內外學者已對鈦合金噴丸強化開展了大量研究。Jiang等[8]研究發(fā)現噴丸后的Ti-6Al-4V合金比未噴丸的合金具有更優(yōu)的疲勞性能，鈦合金噴丸在室溫和150 ℃下的疲勞極限比未噴丸合金分別提高9%和10%。Lindemann等[9]研究發(fā)現噴丸后具有細層狀組織的TiAl合金的高溫疲勞強度提高了300 MPa，而具有粗層狀組織的TiAl合金高溫疲勞強度提高了125 MPa，在高溫條件下，噴丸疲勞增益效果不僅得益于表層殘余壓應力的殘留，而且受到強化層組織的顯著影響。Yang等[10]研究發(fā)現噴丸不僅改變了Ti-6Al-4V合金燕尾槽微動磨損機制和裂紋萌生角度，還減少了裂紋萌生數量，抑制了疲勞裂紋擴展行為。而在高溫合金領域，研究主要集中在單晶合金[11-13]和GH4169合金[14]，對于粉末合金的研究較少。

由于加工方法及服役環(huán)境的不同，渦輪盤的不同部位對表面完整性的需求存在差異，單一的表面加工方法難以滿足整個渦輪盤的需求，而差異化的集成方法可進一步改善渦輪盤整體的表面完整性，獲得更優(yōu)的表面質量。然而，作為渦輪盤的重要制造工藝之一，目前針對高溫合金渦輪盤的差異化噴丸強化工藝方法研究相對較少，缺少高溫合金不同噴丸方法對表面完整性及高溫疲勞性能的影響研究。

FGH95粉末高溫合金是一種采用粉末冶金工藝制備的γ′相沉淀強化型鎳基高溫合金[15-16]，因具有良好的高溫力學性能，被廣泛應用于航空發(fā)動機渦輪盤的制造中，也是一種理想的研究材料。本工作將以FGH95合金材料為研究對象，考察磨削、磨削 + 鑄鋼丸噴丸、磨削 + 陶瓷丸噴丸以及磨削 + 復合噴丸四種表面工藝在FGH95合金獲得的表面殘余應力、顯微硬度、粗糙度等表面完整性差異，開展表面完整性對FGH95合金高溫疲勞性能的影響規(guī)律研究，并分析不同工藝試樣的疲勞斷口，揭示表面強化機理。

1 實驗材料及方法

本實驗研究的材料為FGH95粉末高溫合金，該合金在常溫下的基本力學性能如表1所示。疲勞實驗采用旋轉彎曲缺口疲勞試樣，其尺寸詳見參考文獻[17]所示，缺口應力集中系數Kt為1.7，試樣缺口的根部R角的實際受載為外加載荷的1.7倍。

表1 FGH95 粉末高溫合金在常溫下的基本力學性能Table 1 Basic mechanical properties of FGH95 alloy under room temperature

疲勞試樣加工路線為：先采用電火花切割方法，沿合金盤坯的弦向進行切取，獲得試樣坯料，再依次通過粗車、半精車和精車工藝獲得基本尺寸，再通過磨削獲得缺口，最終通過三種噴丸工藝獲得不同的表面完整性狀態(tài)。因此，本實驗一共涉及四種表面加工集成工藝狀態(tài)：（1）AR態(tài)，即磨削（grinding）；（2）GCSSP 態(tài)，磨削（grinding）+ 鑄鋼丸噴丸（cast steel shot peening，CSSP）；（3）GCSP 態(tài)，磨削（grinding）+ 陶瓷丸噴丸（ceramic shot peening，CSP）；（4）GDSP 態(tài)，即磨削（grinding）+ 復合噴丸（double shot peening，DSP）。具體工藝參數詳見表2所示。每種狀態(tài)的疲勞試樣為6件。

表2 表面加工集成工藝Table 2 Integrated surface manufacturing processes

對于鑄鋼丸噴丸，采用氣動式噴丸機KX-3030，按照航空工業(yè)標準 HB/Z26—2011，采用ASH230（名義直徑 0.60 mm）對疲勞試樣進行噴丸；對于陶瓷丸噴丸，采用氣動式噴丸機KX-3000，按照航空工業(yè)標準HB/Z26—2011，采用AZB150（名義直徑0.15 mm）對試樣進行噴丸；對于復合噴丸，先對疲勞試樣進行鑄鋼丸噴丸，再對疲勞試樣進行陶瓷丸噴丸，上述兩種噴丸工藝搭配如表2所示，噴丸后的表面覆蓋率總和為200%。

疲勞實驗采用PQ-6旋轉彎曲疲勞試驗機按HB5152—96要求進行測試，溫度為650 ℃，應力R= –1，頻率 5000 Hz，先對試樣加載至 550 MPa，若在1 × 107周次前斷裂，則記錄疲勞壽命；若試樣經歷1 × 107周次未發(fā)生斷裂，則將載荷提高至 700 MPa，繼續(xù)測試直至試樣斷裂，記錄疲勞壽命。

表面完整性分析采用尺寸為 20 mm × 20 mm ×10 mm的方形試塊，其加工工藝與疲勞試樣相同。表面粗糙度Ra采用TR200型觸針式粗糙度儀測量；殘余應力沿深度方向的分布規(guī)律采用StressTech X3000型X射線衍射儀，按照GB7704—2008《X射線應力測定方法》，采用電解拋光法逐層去除的方式測量，測試結果中“ + ”值表示拉應力，“－”值表示壓應力，腐蝕液為Electrolyte A溶液，采用Struers Movipol-3型電解拋光儀進行逐層去層；試塊表面以下沿深度方向的硬度分布采用HMAS-C1000SZA顯微硬度儀測量，施加載荷為5 N；疲勞試樣斷口形貌和試塊橫截面金相組織采用APPLLO 300型掃描電鏡（SEM）觀察。

2 實驗結果與討論

2.1 疲勞性能

本工作研究了表面加工方式對FGH95合金高溫疲勞性能的影響規(guī)律。圖1為AR、GCSSP、GCSP 和GDSP四種狀態(tài)的FGH95合金試樣的高溫疲勞壽命。由圖可知，相比AR狀態(tài)試樣，GCSSP、GCSP和GDSP狀態(tài)試樣的高溫疲勞壽命均顯著提高。

圖1 AR、GCSSP（1#、2#、3#）、GCSP（6#、7#、8#）和 GDSP（ 4#、 5#、 9#、 10#、 11#） 四 種 狀 態(tài) 的FGH95合金試樣在 550 MPa、650 ℃下的高溫疲勞壽命Fig. 1 Fatigue life of the specimens with the AR，GCSSP（1#，2# and 3#），GCSP（6#，7# and 8#）and GDSP（4#，5#，9#，10# and 11#）processes under 550 MPa and 650 ℃

對于鑄鋼丸噴丸（GCSSP），隨著噴丸強度的增大（1#< 2#< 3#），高溫疲勞壽命增益效果逐漸增大，3#工藝組所有試樣達到1 × 107周次未斷；而對于陶瓷丸噴丸工藝（GCSP），呈現與鑄鋼丸噴丸工藝類似的規(guī)律，隨著噴丸強度的增大（6#< 7#< 8#），高溫疲勞壽命增益效果逐漸增大；

對于復合噴丸工藝（GDSP 4#、5#、9#、10#和11#），4#和5#工藝組的高溫疲勞壽命增益效果最顯著，組內所有試樣均達到1 × 107周次未斷。

本工作將 3#、4#和 5#工藝試樣繼續(xù)加載至700 MPa進行測試，直至試樣發(fā)生疲勞斷裂，疲勞壽命結果見圖2所示。由圖2可知，4#工藝試樣的疲勞壽命最長，達到了 3.67 × 105周次。

圖2 在 550 MPa 條件下未斷的 3#、4#和 5#工藝試樣加載至700 MPa后的高溫疲勞壽命Fig. 2 Fatigue life under 700 MPa of specimens which are not fractured in 550 MPa with 3#，4# and 5# processes

相比磨削（AR）狀態(tài)，單一的鑄鋼丸噴丸（GCSSP）和陶瓷丸噴丸（GCSP）均顯著提高了FGH95合金缺口試樣的高溫疲勞壽命；而將上述兩種工藝進行疊加的復合噴丸工藝（GDSP），可進一步提高疲勞增益效果。

2.2 疲勞斷口

圖 3（a）～3（h）為 AR、GCSSP 3#、GCSP 6#和GDSP 4#工藝試樣的疲勞斷口 SEM照片。由圖3（a）可知，磨削（AR）試樣斷口呈現多源特征，疲勞源從表面多處不連續(xù)刀痕萌生（見圖3（b）），并同時向內部擴展。而鑄鋼丸噴丸（GCSSP 3#）工藝試樣的斷口僅存在一個疲勞源，見圖3（c），斷口側面的試樣圓柱面可見大尺寸的彈丸撞擊坑，但是局部磨削刀痕仍然殘留，疲勞源即發(fā)源于殘留刀痕處（圖 3（d））。對于陶瓷丸噴丸工藝（GCSP 6#）和復合噴丸工藝（GDSP 4#）試樣，斷口亦呈現單源特征（見圖 3（e）和圖 3（g）），疲勞源起源于噴丸表面（見圖 3（f）和圖 3（h）），斷口側面的試樣圓柱面被大量彈丸撞擊坑覆蓋，無磨削刀痕跡。

以上結果表明，噴丸對原有加工刀痕的消除作用將對疲勞源的數量和起源位置產生顯著影響。

圖3 不同工藝狀態(tài)試樣的疲勞斷口形貌 （a）AR試樣的宏觀斷口；（b）AR試樣的疲勞源；（c）GCSSP 3#試樣的疲勞斷口；（d）GCSSP 3#試樣的疲勞源；（e）GCSP 6#試樣的宏觀斷口；（f）GCSP 6#試樣的疲勞源；（g）GDSP 4#試樣的宏觀斷口；（h）GDSP 4#試樣的疲勞源Fig. 3 Fracture morphologies of specimens by four different processing methods （a）macroscopic fracture of AR specimen；（b）fatigue source of AR specimen；（c）macroscopic fracture of GCSSP 3# specimen；（d）fatigue source of GCSSP 3# specimen；（e）macroscopic fracture of GCSP 6# specimen；（f）fatigue source of GCSP 6# specimen；（g）macroscopic fracture of GDSP 4# specimen；（h）fatigue source of GDSP 4# specimen

2.3 表面粗糙度

表3為AR、GCSSP、GCSP和GDSP工藝試塊的表面粗糙度值。相比磨削（AR）試塊，噴丸后表面粗糙度均提高。對于磨削 + 鑄鋼丸噴丸表面狀態(tài)（GCSSP 1#、2#和 3#），噴丸后表面粗糙度值隨著噴丸強度的提高而增大；而磨削 + 陶瓷丸噴丸表面狀態(tài)（GCSP 6#，7#和 8#）也呈現出類似的規(guī)律。這種現象在 Udimet alloy 720Li噴丸中被觀察到[18]。

表3 AR、GCSSP、GCSP 和 GDSP 工藝試塊的表面粗糙度值Table 3 Surface roughness of specimens by AR， GCSSP，GCSP and GDSP processes

對于磨削 + 復合噴丸表面狀態(tài)（GDSP），第一次的鑄鋼丸噴丸提高了磨削表面的粗糙度值，而第二次的陶瓷丸噴丸降低了鑄鋼丸噴丸后的表面粗糙度值。

2.4 殘余應力場

圖 4 為 AR、GCSSP 3#、GDSP 4#和 GCSP 6#工藝試塊表面沿深度方向的殘余應力分布規(guī)律。由圖可知，磨削（AR）表面雖處于殘余壓應力狀態(tài)，表面殘余壓應力達到–650 MPa，但是隨著深度的增加，殘余壓應力先增大后急劇減小，并轉變?yōu)闅堄嗬瓚顟B(tài)，整個表面殘余壓應力層深度僅約30 μm。

表4 AR、GCSSP 3#、GCSP 6#和 GDSP 4#工藝試樣的表面殘余壓應力場特征值Table 4 Characteristic values of surface residual compressive stress distribution by AR、 GCSSP 3#、 GCSP 6# and GDSP 4#processes

而對于GCSSP3#工藝試塊表面，表面殘余應力壓應力值達到906 MPa，最大殘余壓應力為–1098 MPa，最大殘余壓應力處對應的深度約為40 μm，殘余壓應力場深度約為200 μm。這表明，磨削表面經過鑄鋼丸噴丸后，表面形成了一層深層和高幅值的殘余壓應力層。

對于GCSP 6#工藝試塊表面，表面殘余應力壓應力值達到–1015 MPa，最大殘余壓應力為–1064 MPa，最大殘余壓應力處對應的深度約為20 μm，殘余壓應力場深度約為60 μm。這表明，相比磨削表面，表面也形成了高幅值的殘余壓應力層，但是，相比鑄鋼丸噴丸，表面殘余壓應力層深度較淺，而表面殘余壓應力值更大。

對于 GDSP 4#工藝試塊，與 GCSSP 3#相比，復合噴丸后表面殘余壓應力值提高10%，與GCSP 6#工藝的表面殘余壓應力值（–1015 MPa）相當。復合噴丸的最大殘余壓應力深度和殘余壓應力層深度均與鑄鋼丸噴丸的深度相同。這表明，復合噴丸的殘余壓應力層深度主要取決于第一次的鑄鋼丸噴丸，而表面殘余壓應力值主要取決于第二次的陶瓷丸噴丸。

2.5 硬度梯度

圖5 不同表面集成加工工藝試樣的顯微硬度分布Fig. 5 Micro-hardness distribution along distance from surface of specimens with different integration processes

圖 5 為 AR、GCSSP 3#、GCSP 6#和 GDSP 4#工藝試樣表面顯微硬度沿深度方向的分布。由圖5可知，GCSSP 3#、GCSP 6#和 GDSP 4#三種工藝的顯微硬度隨著深度的增加而逐漸降低，形成了一定深度的梯度硬化層。對于磨削（AR）狀態(tài)試樣，硬化層深度小于30 μm；在此基礎上，經歷單一的鑄鋼丸噴丸工藝（3#）后，硬化層深度增加至約180 μm，而經歷單一的陶瓷丸噴丸工藝（6#）后，硬化層深度僅約 90 μm；而經歷鑄鋼丸 + 陶瓷丸的復合噴丸（4#）后，硬化層深度與鑄鋼丸噴丸的深度基本相同。這說明，復合噴丸的硬化層深度主要取決于鑄鋼丸噴丸。

3 分析與討論

高溫疲勞性能受到表面狀態(tài)、殘余應力場、微觀組織等多種表面因素的影響。不同的表面加工集成工藝產生不同的表面完整性狀態(tài)，對試樣的高溫疲勞性能產生顯著影響。

相對磨削（AR）狀態(tài)，GCSSP 3#、GCSP 6#和GDSP 4#工藝均在磨削之后進行噴丸。在噴丸過程中大量彈丸的反復撞擊改變了材料表面形貌，消除了加工刀痕，并形成了大量沖擊坑與褶皺（見圖 3（c）、圖 3（e）和圖 3（f））。類似形貌也在噴丸后的TC17鈦合金表面被觀察到[19]。刀痕的消除一定程度上降低了表面局部應力集中，可能是疲勞性能提高的原因之一。

在本研究中，GCSSP 3#工藝試樣表面粗糙度最大，而其疲勞壽命比AR、GDSP 4#工藝試樣均要長。這說明，表面粗糙度雖然對金屬疲勞壽命產生不利影響，但非決定疲勞壽命的唯一因素。在650 ℃、550 MPa 條件下，GDSP 4#、GCSSP 3#和 GCSP 6#工藝試樣的疲勞壽命分別是AR工藝試樣疲勞壽命的 29.8、29.8和 5.6倍，而在 650 ℃、700 MPa條件下，GDSP 4#工藝試樣的疲勞壽命是GCSSP 3#工藝試樣的疲勞壽命的 5.4倍，因此，GDSP 4#表現出最優(yōu)的疲勞增益效果。相比AR工藝狀態(tài)，雖然GDSP 4#工藝試樣表面粗糙度更大，但是GDSP 4#工藝試樣疲勞壽命遠高于AR工藝試樣；這表明，噴丸后，殘余壓應力層和硬化層對疲勞壽命增益效果要大于表面粗糙度的惡化效果。相比GCSSP 3#工藝，GDSP 4#的殘余壓應力層深度相同，硬化層深度也相同，但是表面粗糙度更低；這表明，表面粗糙度降低有利于提高疲勞壽命。而相比GCSP 6#工藝，雖然GDSP 4#的表面粗糙度更大，而且表面殘余壓應力值基本相同，但是GDSP 4#的殘余壓應力層深度和硬化層深度更大，疲勞壽命更長；Wu等[14]研究發(fā)現噴丸強化GH4169高溫合金試樣的旋轉彎曲疲勞壽命是車削試樣壽命的3.7～4.4倍，而通過表面拋光進一步降低噴丸表面粗糙度值，試樣的疲勞壽命提升至車削試樣壽命的7.0倍。由此可見，對于噴丸狀態(tài)的試樣，其疲勞壽命長短取決于殘余壓應力/加工硬化產生的增益效果與表面粗糙度增加產生的不利因素之間的相互競爭。

噴丸使表層微觀組織產生了塑性變形，見圖 6，相比 AR 試樣表層，GCSSP 3#、GDSP 4#和GCSP 6#噴丸工藝試樣表層的晶粒組織和次生γ′相組織均發(fā)生顯著變形，向基體內部被擠壓或沿一定方向被拉長。另外，由于加工硬化率的陡增，表層形成了應變硬化層。相對于磨削（AR），噴丸試樣表面以下深度的顯微硬度顯著提高，而疲勞壽命也更長；而相對于陶瓷丸噴丸（GCSP 6#），復合噴丸（GDSP 4#）和鑄鋼丸噴丸（GCSSP 3#）的硬化層深度更大。研究表明，顯微硬度與位錯密度呈正相關，高應變率的塑性變形導致材料表層位錯的增殖[20-21]，位錯密度提高有利于阻礙疲勞裂紋的萌生與擴展，提高疲勞壽命。

圖6 AR、GCSSP 3#、GDSP 4#和 GCSP 6#工藝試樣橫截面金相組織照片Fig. 6 Microstructure of specimens by AR（a），GCSSP 3#（b），GDSP 4#（c） and GCSP 6# （d）processes

另外，噴丸后合金表層形成了高幅值的殘余壓應力層。相對鑄鋼丸噴丸（GCSSP 3#），復合噴丸（GDSP 4#）形成了更高幅值的殘余壓應力；相對于陶瓷丸噴丸（GCSP 6#），復合噴丸（GDSP 4#）產生的殘余壓應力層深度更大。表面殘余壓應力層不僅對疲勞裂紋萌生有抑制作用，而且對疲勞裂紋的初期或早期擴展也存在顯著的抑制作用，從而有利于疲勞性能的提升。

4 結論

（1）相比磨削試樣，噴丸試樣的表面粗糙度值顯著提高，同時，試樣表面以下形成了一定深度的表面殘余壓應力層和組織硬化層，在650 ℃下的旋轉彎曲缺口疲勞壽命顯著提高。相對磨削試樣的疲勞壽命增益效果隨工藝參數的變化而顯著不同。

（2）對于采用單一的陶瓷丸或鑄鋼丸噴丸的試樣，在 650 ℃、550 MPa條件下的疲勞壽命增益效果分別隨著相應噴丸強度的提高而逐漸增大。

（3）FGH95合金依次經鑄鋼丸和陶瓷丸噴丸后，獲得了比單一噴丸試樣更優(yōu)的疲勞增益效果。優(yōu)化復合強化試樣的表面殘余壓應力值達到了–998 MPa，表面以下形成了厚度約 200 μm 的殘余壓應力層和厚度約180 μm的硬化層，在650 ℃、550 MPa下的疲勞壽命是未噴丸試樣的疲勞壽命的26.3倍以上。