Influence of laser shock peening on microstructure and surface hardness of TC17 titanium alloy

钛合金具有密度小、比强度高、耐腐蚀性好和耐高温等一系列优点，其广泛应用于航空、航天、化工、电力等领域^[1-2]，因此被称为“太空金属”和“海洋金属”。其中，TC17由于其α+β的双相结构，并且具有较高的强度、韧性和淬透性，以及良好的热稳定性、断裂韧性和抗蠕变性，被广泛应用于航空发动机叶片和压气机转子等部件^[3]。但是，金属材料经常发生疲劳、腐蚀和磨损等失效现象，并且几乎都发生在材料表面。钛合金也不例外，TC17钛合金叶片作为飞机的重要构件，因为经常受冲刷磨损的作用而引起疲劳断裂，所以提高其表层硬度是一种十分有效的工艺处理方法^[4]。

激光冲击强化(laser shocking peening，LSP)技术是利用高峰值功率密度(GW/cm²级)、短脉冲(纳秒级)的激光，通过与物质的相互作用而产生的高压冲击波所带来的力学效应对材料表面进行强化处理的技术^[5]。与其它表面强化技术相比，激光冲击强化技术由于自身的超高应变率、热影响较小和良好的可控性等优点而成为表面改性领域的研究热点^[6]。国外对于激光冲击强化技术的研究已经有50年，激光冲击强化技术的设备、工艺、机理和应用研究都比较成熟^[7-8]。而我国激光冲击强化技术的发展比较缓慢，直到20世纪90年代，我国高功率铷玻璃激光装置的成功研制才开启了激光冲击强化技术的研究^[9]。目前国内学者对不锈钢、铝合金及TC4钛合金等材料进行了相当多的试验研究，代表单位有空军工程大学、江苏大学和北京航空制造工程研究所等^[10-13]，但他们同样对航空方面应用较多的TC17钛合金的研究还较少。本文中选用TC17钛合金作为研究对象，尝试用不同的工艺参量对试样进行冲击强化，探索不同冲击次数和冲击能量对材料微观组织和表面形貌、硬度的影响。

试验中采用TC17钛合金，其主要化学成分如表 1所示。TC17钛合金名义成分为Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr，是由美国空军和通用电气公司于20世纪70年代合作研制成功的新型高性能航空发动机材料，是一种富含β稳定元素的α+β两相钛合金^[14]。采用线切割机床加工出单脉冲冲击和搭接冲击的试样，如图 1所示。其中单脉冲冲击试样为100mm×40mm×5mm的钛板，为降低粗糙度带来的影响，将其打磨光滑，在钛板中间区域进行单脉冲冲击；搭接冲击试样为10mm×10mm×5mm的小块，激光冲击强化之前将小块10mm×10mm的这一面进行打磨抛光，冲击区域覆盖整个上表面。

Figure 1.  Specimen for laser shock peening

激光冲击强化试验采用中国科学院沈阳自动化研究所装备制造技术研究室的整套激光冲击强化系统，该系统包括SGR-Extra型Nd:YAG脉冲激光器、冲击光路、工件的夹持运动系统、约束层系统以及监控系统等部分(如图 2所示)。其中Nd:YAG脉冲激光器需要高功率、高频率、短脉宽等条件才能达到激光冲击强化的工艺要求，主要参量如表 2所示。激光冲击强化打出的圆形光斑直径为2mm，搭接冲击时搭接率为50%，材料表面的吸收层和约束层分别采用0.4mm厚的黑漆胶带和1mm~2mm厚的水层。

Figure 2.  Laser shock peening system

在试验中，分别选定冲击1次、冲击2次、冲击3次和冲击4次对试样表面进行单脉冲冲击和光斑搭接冲击。

已知TC17钛合金的组成及性能，根据Fabbro冲击波峰值压力p与功率密度I的经验公式^[15]计算，要使TC17材料发生塑性变形，功率密度应该超过1.6GW/cm^2[16]。激光功率密度与脉冲能量的关系^[17]为：

式中，I₀为激光功率密度，E为脉冲能量，τ为脉宽，D为光斑直径。因为脉宽τ和光斑直径D已经确定，由(1)式可知，能量超过约5J时TC17材料会发生塑性变形。根据激光器实际情况，本试验中采用5J能量和7J能量分别进行冲击实验。

本次激光冲击强化的试验方案汇总如表 3所示。

试样冲击后通过JEM-2100透射电镜对搭接后试样的微观组织进行观察。将适当大小的试样用线切割切到0.3mm的厚度, 并用砂纸打磨直至厚度为50μm，为了不破坏冲击面，只对未冲击面进行打磨。冲孔出直径Ø3mm大小的透射试样后进行双喷减薄。减薄后便可在透射电镜下观察试样薄区的微观组织。

采用KLA-Tencor 3维白光干涉表面形貌仪对微凹坑的深度进行测量，分辨率为752pixel×480pixel，xyz行程为100mm×100mm×100mm。

表层硬度测试采用DHV-1000显微硬度计，测量载荷500g，加载后停留时间为15s。

单脉冲冲击后在试样表面留下直径大约2mm的微凹坑，微凹坑的深度则在一定程度上表征了材料表面塑性变形程度的大小。图 3所示是经5J不同次数单脉冲冲击后的微凹坑深度的测量结果。

Figure 3.  Measurement of micro-pit depth with single pulse of different impacts and 5J

从图 3可以看出，5J能量单脉冲冲击分别1次、2次、3次和4次后微凹坑的深度分别为4.66μm, 15.3μm, 20.8μm和21.4μm。随着激光冲击次数的增加，表面微凹坑的深度也随之增加，即材料表面的塑性变形也逐渐加剧；但是随着冲击次数的增加，微凹坑深度的增幅逐渐变小。

图 4所示的是经7J能量冲击1次的单脉冲冲击后的微凹坑轮廓图，以及对微凹坑深度的测量结果。

Figure 4.  Measurement of micro-pit depth with single pulse of impacts and 7J

对比图 3a和图 4可知，经5J能量和7J能量单脉冲冲击1次后的微凹坑深度分别为4.66μm和8.39μm，脉冲能量越高，形成的冲击波压力越高，材料的表面塑性变形加剧，导致微凹坑的深度变大。

对单脉冲冲击后产生的微凹坑进行表面硬度的测量，测量方式如图 5所示。从微凹坑周围开始测量，每次测量间隔0.25mm，测量一直贯穿整个微凹坑直径，图 5中，编号3和编号11为微凹坑的边缘，编号7为微凹坑的中心处。

Figure 5.  Diagrammatic sketch of hardness measurement with single pulse impacts

图 6所示的是经5J能量不同次数单脉冲冲击后的微凹坑硬度分布。从图 6可以看出，基体表面硬度为225HV_0.5左右，随着逐渐接近微凹坑的中心，硬度逐渐增加并在中心处达到最大值。冲击次数为1次、2次、3次和4次中心处硬度分别为252HV_0.5，270HV_0.5，288HV_0.5和290HV_0.5，相比基体硬度的增幅分别为12.0%，20.0%，28.0%和28.9%。在冲击次数为3次以下时，随着冲击次数的增大，在相对应的微凹坑的边缘和中心处，硬度都逐渐增加。而在冲击次数达到4次时，微凹坑各个位置硬度与3次冲击下的硬度相比基本没有变化，这说明在冲击3次后，再次进行冲击对硬度的影响并不明显。

Figure 6.  Micro-pit hardness with single pulse of different impacts

图 7所示的是经不同能量单脉冲冲击后微凹坑的硬度分布。由图 7中同样可以看出，逐渐接近微凹坑的中心时，硬度也逐渐增加并在中心处达到最大值。5J能量冲击1次和7J能量冲击1次时，中心处硬度相比于基体硬度的增幅分别为12.0%和18.6%。说明脉冲能量的增加对微凹坑平均硬度的提高有良好的效果。

Figure 7.  Micro-pit hardness with single pulse of 5J and 7J

分别对母材和搭接冲击试样的表面硬度进行测量，测量示意图如图 8所示。在试样表面中心位置任取一条直线，并从左向右依次测量5个点，每个点间隔1.5mm。

Figure 8.  Diagrammatic sketch of hardness measurement with overlap impacts

图 9所示的是母材和经5J能量不同次数搭接冲击后试样表面的硬度分布。从图 9中可以看到，在3次冲击次数以下时，表面硬度随冲击次数的增加而增加。母材表面平均硬度为225.2HV_0.5，冲击次数为1次、2次、3次和4次下表面平均硬度分别为243.8HV_0.5, 264.0HV_0.5, 280.0HV_0.5和280.4HV_0.5，相比母材硬度的增幅分别为8.3%, 17.2%, 24.3%和24.5%。若继续冲击，其表面硬度的提高很小，这也与之前单脉冲冲击后，微凹坑的硬度变化相似。进一步说明冲击3次后继续冲击，表面塑性变形有限，激光冲击强化提高表面硬度的效果趋向饱和。

Figure 9.  Surface hardness with overlap of different impacts

图 10所示的是不同脉冲能量搭接冲击后试样表面的硬度分布。从图 10中同样发现搭接冲击后，随着脉冲能量的提高，材料的表面硬度也随之提高。5J能量和7J能量冲击时表面平均硬度分别为243.8HV_0.5和257.2HV_0.5，相比母材增幅分别达8.3%和14.2%，激光冲击强化的能量越大，强化效果越好。

Figure 10.  Surface hardness with overlap impact of 5J and 7J

图 11为冲击能量为5J能量时，不同搭接冲击次数下TC17钛合金的透射电镜显微图(transmission electron microscope, TEM)。

Figure 11.  TEM photographs of surface layer of TC17 titanium alloy samples with different LSP impacts

TC17是α+β型两相钛合金，从图 11a中可以看出，未冲击时，β相内部靠近晶界处有少量位错，它们分布得较为分散，而在α相中几乎没有看到位错；冲击1次时，由图 11b可以看到晶粒内发现大量位错线，并在晶界处遇阻发生塞积；当冲击次数由2次逐渐增加到4次时，位错密度不断增大，除晶界外，在α相和β相内部都发现大量位错，位错不断滑移、增殖，发生塞积、缠结等现象，如图 11b~图 11e所示。

图 12为7J能量3次搭接冲击后TC17钛合金的透射电镜图。与图 11d对比发现，5J能量3次冲击后，位错已发生严重的缠结，当冲击能量增加到7J时，位错继续缠结，有位错墙形成。

Figure 12.  TEM photographs of surface layer of TC17 titanium alloy with 3 impacts of 7J

在激光冲击过程中涂层吸收了激光束能量并且气化形成等离子体，等离子体会膨胀、爆炸，产生高强度冲击波，材料表面发生的微塑性变形就是由于该冲击波与金属表面相互作用所导致的，同时在这种情况下位错源增殖并移动^[18]。随着冲击次数和冲击能量的不断增加，位错密度逐渐增大，引起加工硬化。根据材料的微观硬度H_v与位错密度ρ的关系^[19]：

式中，H_{v, 0}为基体的微观硬度；a为与材料有关的常数；G为切变模量；b为柏氏矢量。

由(2)式可以看到，材料硬度H_v和ρ^1/2成正比，随着冲击次数的增加，位错密度也随之增加，材料的表面硬度得到改善，这就是位错强化现象。但同时TC17材料的塑性流动会变得困难，所以对材料进行多次激光冲击强化会使表面硬度值达到饱和，试验中单脉冲和搭接的硬度测量结果也验证了这一点。

(1) 激光冲击强化后TC17试样表面发生塑性变形，留下微凹坑。随着冲击次数和脉冲能量的增加，塑性变形随之加剧。

(2) 激光冲击强化能显著提高TC17材料表面的硬度。搭接冲击次数从1次增加到4次时，相比母材硬度的增幅分别为8.3%, 17.2%, 24.3%和24.5%；当冲击次数达到3次以上时，材料表面硬度的提高幅度有限。同时脉冲能量越高，材料的表面硬度也越大。5J和7J冲击时，表面平均硬度相比母材增幅分别达8.3%和14.2%。

(3) 随着冲击次数和冲击能量的增加，材料晶粒内位错密度不断增大，位错发生增殖、塞积和缠结，微观组织的变化是提高钛合金材料表面硬度的关键。