據(jù)悉，本文研究了通過無涂層熱激光噴丸工藝，利用脫碳表面作為保護燒蝕層，并直接用于現(xiàn)有激光沖擊噴丸技術(shù)的實驗發(fā)展。

摘要

研究提出了無涂層熱激光噴丸工藝，利用脫碳表面作為保護燒蝕層，并直接用于現(xiàn)有激光沖擊噴丸技術(shù)的實驗發(fā)展。在熱激光噴丸過程中，層間殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。此外，沿深度方向的壓縮殘余應(yīng)力及其熱松弛行為也比較普遍。掃描和透射電鏡分析確定了微觀結(jié)構(gòu)的嚴(yán)重塑性變形特征。因此，晶粒細(xì)化和釘扎力對機械性能的影響機制得到了認(rèn)可。此外，顯微和納米硬度研究還顯著改善了表面和亞表面的機械性能。此外，低合金鋼的最佳疲勞壽命是通過熱工工藝實現(xiàn)的。目前的工作將試件的疲勞壽命提高了26倍，并有效地修復(fù)了部分預(yù)疲勞試件。

1.介紹

表面改性技術(shù)在汽車和飛機工業(yè)的服務(wù)應(yīng)用材料設(shè)計中起著至關(guān)重要的作用。表面裂紋和腐蝕坑在材料上進一步擴展，在許多情況下會導(dǎo)致疲勞失效。尤其是重型車輛，由于道路條件的不同，汽車懸架部件必須承受高載荷和連續(xù)振動。在過去幾十年中，基于噴丸處理的表面改性技術(shù)極大地提高了金屬材料的疲勞壽命。一般來說，眾所周知，該工藝通過誘導(dǎo)壓縮殘余應(yīng)力（RS）來提高工程材料/部件的性能。

由于該技術(shù)的表面光潔度較差，壓縮RS的穿透程度較低。在過去的十年里，先進的基于激光燒蝕的表面改性技術(shù)，即激光沖擊噴丸（LSP）在飛機工業(yè)中得到了越來越多的關(guān)注。特別是，它顯著提高了疲勞壽命，并抵抗了應(yīng)力腐蝕開裂。激光燒蝕產(chǎn)生強烈的等離子體沖擊波，產(chǎn)生深度壓縮RS。這種壓縮RS引起的變形機制僅是一種冷加工過程，可改善金屬材料的疲勞、磨損和腐蝕性能。

激光沖擊強化工藝示意圖。

在激光燒蝕過程中，硬化和回火金屬表面的脫碳被完全去除。在低合金鋼表面采用脫碳表面作為燒蝕保護層的多次激光沖擊噴丸(LSPwC)，顯著提高了試樣的疲勞壽命。環(huán)境LSP處理引起的內(nèi)部RS弛豫影響了暴露熱條件下金屬材料的機械性能。在過去的幾十年中，為了提高低合金鋼的斷裂韌性，人們已經(jīng)做出了大量的努力?；跓峁ぜ夹g(shù)的噴丸技術(shù)在低應(yīng)力松弛的情況下提高了疲勞壽命。針對噴丸工藝評估了雙相彈簧鋼的最佳工作溫度?；跓峁さ臏丶す鉀_擊噴丸（WLSP）具有諸如低合金鋼的動態(tài)應(yīng)變時效（DSA）和動態(tài)沉淀（DP）硬化等優(yōu)點，這有助于大幅改善疲勞壽命周期。LSPwC生產(chǎn)高壓縮RS的方法在低能量激光下有效工作。此外，它對于商業(yè)應(yīng)用也是經(jīng)濟的。

當(dāng)前的實驗過程為工作試樣提供了一個恒定的溫暖條件，并且變化可能不超過5–10°C。較弱的脫碳表面特別適合用于激光燒蝕過程。本研究考慮了鐵素體-馬氏體雙相低合金鋼。目前的研究試圖通過研究關(guān)鍵的微觀結(jié)構(gòu)特性來尋找解決方案，以了解金屬材料的疲勞壽命。因此，通過進一步優(yōu)化工藝，可以建立對工藝的基本了解。因此，本文的目的是首先在無涂層條件下對WLSP進行優(yōu)化，以克服當(dāng)前環(huán)境條件下激光噴丸工藝存在的問題。然后，評估在應(yīng)用階段熱暴露條件下的殘余應(yīng)力松弛。在此基礎(chǔ)上研究了在不采用涂層工藝的情況下，如何有效利用脫碳表面作為WLSP的燒蝕層。然后評估了未涂覆試樣的WLSP的微觀結(jié)構(gòu)和機械性能。最后，為了提高WLSP試樣的疲勞壽命，進行了沖擊后回火熱處理。

WLSP實驗設(shè)置示意圖。

上圖為WLSP實驗設(shè)置示意圖。在WLSP過程中，將目標(biāo)材料加熱到一定的加工溫度?？梢圆捎枚喾N加熱方法來提供熱能。在目標(biāo)樣品的上表面放置一層燒蝕涂層材料，以吸收激光能量，并保護樣品表面不受任何不必要的損傷。當(dāng)聚焦脈沖激光能量到達(dá)樣品表面時，燒蝕涂層被汽化和電離，形成激光誘導(dǎo)的等離子體。激光誘導(dǎo)等離子體的水動力膨脹受到置于燒蝕涂層之上的透明約束介質(zhì)的限制。從而產(chǎn)生激光誘導(dǎo)的沖擊波并傳播到目標(biāo)材料中，產(chǎn)生有益的塑性變形。

2.實驗和方法

2．1． 無涂層的溫激光沖擊噴丸

采用高Si、Mn含量的中碳低合金彈簧鋼SAE 9254(900°C硬化，400°C回火)進行激光表面改性。在室溫(25°C)和預(yù)熱(250±15°C)條件下，采用低能量Nd: YAG激光器(Litron, UK) (300 mJ)，脈沖持續(xù)時間為10 ns，基頻為1064 nm。為溫態(tài)LSPwC制備了光滑均勻的表面。BK7玻璃限制層厚度為1 mm。本例中，通過調(diào)整WLSP參數(shù)，使限制玻璃層與脫碳表面鋼的沖擊阻抗匹配，達(dá)到峰值壓力。在優(yōu)化過程中，5 Hz和10 Hz脈沖重復(fù)頻率處理的樣品無顯著差異。兩種實驗均采用透光率在90%左右的硼硅酸鹽玻璃(BK7)作為限制層，通過紫外-可見(UV-Vis)光譜儀進行驗證，如圖1所示。

為了避免在WLSP實驗過程中預(yù)熱后的試樣快速冷卻，采用電干燥器對目標(biāo)試樣支架環(huán)境進行連續(xù)加熱。隨后，將經(jīng)過WLSP處理的試樣從處理溫度緩慢冷卻，以避免RS弛豫。目前的WLSP工藝中鋁箔不是不透明介質(zhì)，在材料的高溫加工過程中存在實驗鍍膜問題。在高能激光的情況下，需要保持保護表面的最佳厚度。WLSP的實驗工作裝置如圖2所示。

圖1 BK7玻璃的紫外-可見光譜波長與透射率的關(guān)系。

圖2 無涂層工藝設(shè)置的熱激光沖擊噴丸示意圖。

3.結(jié)果與討論

3.1. 顯微組織相分析

HR-XRD分析表明，在2θ 角約37°處的主峰（圖3a中的（*））表明，未經(jīng)回火和LSP處理的試樣中存在殘余奧氏體。然而，在WLSP過程中，層間殘余奧氏體會分解為碳化物，從而形成馬氏體相。<110>平面的峰值可能由鐵素體和馬氏體組成，LSP和WLSP處理后會發(fā)生位移，這表明這兩種處理都會導(dǎo)致誘導(dǎo)晶格應(yīng)變，并且鐵素體可能會轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體?；鼗鹞粗嚇拥钠骄Я３叽缭?0-60nm之間。而在LSP和WLSP樣品中，晶粒尺寸分別在31至50 nm和33至41 nm之間。此外，WLSP試樣中整個衍射角內(nèi)的微小峰狀畸變可能是由于WLSP熱過程中形成的沉淀造成的。此外，可能包含大多數(shù)馬氏體相的<211>和<220>平面沒有峰值移動。

圖3 （a） X射線衍射（b）低合金鋼的壓縮殘余應(yīng)力和（c）殘余應(yīng)力松弛曲線。

3.2. 殘余應(yīng)力及其熱松弛行為評價

與環(huán)境條件下的LSP工藝相比，WLSP產(chǎn)生的壓縮RS最大且更大（圖3b）。這種熱力WLSP工藝比LSP工藝的平均RS高出約42%。此外，未經(jīng)篩選的試樣在表面（407 MPa）和深度（100μm時為489 MPa）上顯示出大量的拉伸RS。此外，我們之前的研究表明，在沒有脫碳層的全鏡面拋光條件下，常規(guī)LSP在表面和亞表面(50 μm)分別只產(chǎn)生?349和?489 MPa的RS。顯而易見，由于熱條件下的微觀結(jié)構(gòu)行為，在WLSP過程中RS深度顯著增加。在地下50μm處測量壓縮RS的弛豫，其中誘導(dǎo)了最大RS。WLSP和LSP試樣在300°C下進行不同浸泡時間（2、4和8 h）的沖擊后熱處理，以分析RS的穩(wěn)定性。有趣的是，即使在沖擊后熱處理20 h后，也沒有消除完全殘余應(yīng)力。WLSP試樣的RS真實地證明了RS在熱暴露下的更好穩(wěn)定性（圖3c）。當(dāng)脈沖密度為2500 cm?2時，殘余壓應(yīng)力最大，隨著脈沖密度的增加，殘余壓應(yīng)力出現(xiàn)了表面熔化和松弛。

3.3. 表面形貌與粗糙度分析

3.3.1. 晶粒細(xì)化和釘扎力機制對機械性能的影響

SEM圖像顯示未噴丸試件的微觀結(jié)構(gòu)如圖4a所示，LSP試件表面發(fā)生嚴(yán)重塑性變形如圖4b所示。FE-SEM顯示了WLSP過程產(chǎn)生的納米析出和細(xì)化晶粒，如圖4c所示。最初，在LSP表面很少發(fā)現(xiàn)再凝固的趨勢。觀察到單點熔化部分(圖4c中箭頭標(biāo)記)，這可能是由于允許直接激光燒蝕的非均勻較弱脫碳表面造成的。后來，為了糾正這些問題，精確地考慮脫碳表層厚度和激光脈沖密度發(fā)射的重疊，以避免沖擊波阻抗失配，從而產(chǎn)生強大的RS。超高應(yīng)變誘導(dǎo)晶粒細(xì)化機制是金屬材料塑性變形的重要組成部分。孿晶是高層錯能鋼變形機制的主要特征。鋼的層錯能在20到40 mJ/m2。Lu等人研究了多重LSP誘導(dǎo)的不銹鋼組織特征的晶粒細(xì)化機理。從圖5和圖6的表面層透射電鏡圖像可以看出，WLSP產(chǎn)生了一些典型的嚴(yán)重塑性變形的微觀結(jié)構(gòu)特征，如堆疊斷層、微剪切帶、機械孿晶、平面位錯陣列和孿片層位錯。微觀組織特征是低能WLSP引起的晶粒細(xì)化引起的嚴(yán)重塑性變形的證據(jù)。

圖4 (a)未噴丸的平面和(b)激光沖擊噴丸的平面的SEM圖像，(c)熱激光沖擊噴丸表面的FE-SEM圖像。

圖5 (a - f)熱激光沖擊后試樣的亮場透射電鏡圖像((a)的插圖顯示了相應(yīng)的SAED圖形)。

圖6 熱激光沖擊強化+1h后淬火的TEM圖像(a)亮場圖像(圖中(a)分別顯示SAED模式)(b)分別顯示暗場圖像(c)層狀位錯帶(LDB)暗場圖像(d)亮場圖像顯示平面位錯。

在WLSP過程中，DSA效應(yīng)產(chǎn)生了較高的位錯密度，應(yīng)變誘導(dǎo)的碳化物析出是關(guān)鍵因素。作為循環(huán)塑性變形的結(jié)果，這些沉淀物通過作用在其上的釘扎力來抵抗位錯的移動和重新排列。最佳的位錯釘扎強度是在可控的沖擊后回火過程中實現(xiàn)的，通過鎖定移動位錯，顯著地提供了穩(wěn)定的微觀結(jié)構(gòu)。形變過程中位錯的增加有利于馬氏體的硬化。另一方面，馬氏體的軟化是由于沖擊后回火，伴隨著位錯的湮滅。在WLSP試樣中可以觀察到局部位錯(圖5c)和雙片層位錯邊界(圖5b和d)。

此外，在微觀結(jié)構(gòu)上觀察到產(chǎn)生多個亞晶粒(圖5a)、孿晶片層(圖5c)和疊加斷層(圖5e和f)的位錯堆積。這是由于WLSP引起的嚴(yán)重塑性變形。隨著在沖擊后一小時回火試樣的明暗場圖像中清楚地識別出沉淀生長（圖6a和b）。在嚴(yán)重塑性變形區(qū)域，沖擊后回火產(chǎn)生的碳化物沉淀極大地填充了層狀位錯帶壁（圖6c）。在沖擊后回火試樣中發(fā)現(xiàn)了帶有碳化物沉淀的平面位錯陣列（圖6d）。經(jīng)過1小時的沖擊回火后，少量納米沉淀的球狀轉(zhuǎn)變?yōu)榘魻罴{米沉淀，沉淀尺寸控制在5-20nm范圍內(nèi)。但在WLSP的情況下，經(jīng)過處理的樣品顯示出非常微小的沉淀，除了少量球狀沉淀（~5–10 nm）外，在聚焦范圍內(nèi)不可見。此外，所選的WLSP和WLSP + 1 h后沖擊回火試樣的區(qū)域電子衍射(SAED)圖的插入圖像產(chǎn)生的沉淀可以在圖5a和圖6a中進行比較。此外，加載應(yīng)力、WLSP誘導(dǎo)RS和位錯誘導(dǎo)釘扎應(yīng)力的疊加不應(yīng)超過材料的屈服應(yīng)力，這將導(dǎo)致RS的松弛。

3.3.2 表面粗糙度的細(xì)節(jié)

激光燒蝕后，金屬表面的平均粗糙度由0.4321 ~ 0.4396μm提高到1.1987 ~ 1.2470μm。由于激光脈沖和溫樣的復(fù)合熱效應(yīng)，LSP試樣的平均表面粗糙度(1.1262-1.5127 μm)略小于環(huán)境條件下的激光LSP。與噴丸處理相比，激光LSP產(chǎn)生的粗糙度非常小。同樣，平均表面粗糙度也被控制。

3．4． 維氏顯微硬度試驗分析

五種測量的平均深度顯微硬度剖面如圖7所示。原始試樣的平均原始表面顯微硬度為343.15 HV。調(diào)質(zhì)后的試樣表面平均硬度為427.18HV，比未調(diào)質(zhì)時提高了24.48%。LSP處理后的試樣硬度分布顯示，壓縮RS的加工硬化累積效應(yīng)使試樣硬度比未噴丸處理后提高了19.65%。對電流試樣進行WLSP溫度優(yōu)化。在300℃時，平均硬度從427.18 HV下降到409.6 HV。在250℃時，無硬度下降。對于WLSP試樣，由于熱處理的影響，其整個寬度處的平均硬度差達(dá)到24HV。實驗結(jié)果表明，LSP效應(yīng)達(dá)到1400μm，硬度比LSP提高了約11.34%。這是由于殘余奧氏體和塑性變形晶粒的分解產(chǎn)生了高位錯密度。兩種工藝的顯微硬度均在100μm處達(dá)到最大值，并逐漸降低。這明顯說明加工硬化最大值發(fā)生在表面和次表面。經(jīng)WLSP處理后，試樣的整體平均顯微硬度提高到約65.84% (226 HV)。在200℃下，沖擊回火2 h后，硬度明顯下降。

圖7 SAE 9254鋼在不同狀態(tài)下的維氏顯微硬度曲線。

3.5 納米機械特性

已經(jīng)對LSP表面改性的效果進行了大量研究，其中大多數(shù)針對疲勞循環(huán)增強。LSP和WLSP（圖8a和b）的深度方向納米機械變形行為通過使用的納米壓痕試驗進行解釋。在實驗的少數(shù)情況下，硬度的提高是由于誘導(dǎo)RS而不是塑性變形，塑性變形可能是由于材料塑性變形的誘導(dǎo)峰值壓力較小而發(fā)生的。而在當(dāng)前工藝中，這兩種情況都發(fā)生在金屬試樣的表面上。兩種工藝的燒蝕表面都表現(xiàn)出較大的表面粗糙度，這對納米壓痕的影響更明顯，表面納米硬度值的降低比亞表面硬度值的降低更為明顯。如掃描探針顯微鏡（SPM）圖像所示，燒蝕表面上沒有堆積或任何此類裂紋（圖8c）。從壓痕圖像上看，表面損傷是完全禁止的。納米壓痕表面粗糙度效應(yīng)最小，燒蝕后的表面機械性能與亞表面基本一致由于彈性模量和硬度差，異物損傷（FOD）會導(dǎo)致汽車和飛機行業(yè)的疲勞失效。研究表明，這兩種方法均有效提高了試樣的硬度和彈性模量，使試樣的深度有了一定程度的改變。WLSP試樣在地下的塑性變形能量為2.76 × 10?9 N m，優(yōu)于LSP試樣。

圖8 (a)激光沖擊強化和(b)溫激光沖擊強化樣品的深度納米壓痕結(jié)果，(c)掃描探針納米壓痕顯微圖像。

3.6. 疲勞試驗與斷口形貌分析

試樣的疲勞壽命周期取決于加載應(yīng)力和試驗方法。對于懸架彈簧鋼應(yīng)用，完全相反（R=? 1）的拉伸-壓縮（push-pull loading）試驗最適合確定激光噴丸的效果。據(jù)報道，通過三點彎曲疲勞試驗，采用激光沖擊噴丸，疲勞壽命更高。此外，Sano采用頻率加倍Nd: YAG激光能量為60 mJ的平面彎曲疲勞試驗(R=?1)研究了LSPwC對鋁的影響。ASTM: E466-07標(biāo)準(zhǔn)疲勞試驗試樣尺寸如圖10a所示。疲勞試驗最初使用經(jīng)拉伸試驗的ASTM E-8/E8M標(biāo)準(zhǔn)（圖10b中的尺寸）試樣。兩個標(biāo)準(zhǔn)之間的差異在于，ASTM:E466-07比ASTM E8/E8M標(biāo)準(zhǔn)多0.55–0.80×105個循環(huán)。此外，對疲勞試樣進行了雙面激光噴丸處理。結(jié)果表明，WLSP試樣的疲勞循環(huán)比LSP試樣好得多（圖9）。

沖擊后回火結(jié)果表明，一小時的沖擊后回火試樣在41–47×105個循環(huán)之間斷裂。然而，沖擊后兩小時回火試樣在35–39×105個循環(huán)之間斷裂，這是由于RS的松弛。從RS結(jié)果可以理解過度回火，并且也發(fā)生了嚴(yán)重的硬度降低。由于2小時的沖擊后回火，RS的松弛超過了1小時的沖擊后回火樣品，這說明了RS對試樣疲勞壽命的影響。對部分預(yù)疲勞試件(未噴丸試件50%壽命周期為0.85 × 105循環(huán))的修復(fù)效果進行了評價。對WLSP + 1 h后回火再生試件進行疲勞試驗，結(jié)果表明(圖9)，該技術(shù)也能有效修復(fù)試件。

圖9 低合金鋼疲勞試驗結(jié)果的統(tǒng)一柱狀圖剖面圖（pst：沖擊后回火）。

圖10 ASTM標(biāo)準(zhǔn)（a）ASTM:E466-07和（b）ASTM E8/E8M的疲勞試驗試樣尺寸。

圖11 （a）激光沖擊（插入圖像是斷口的宏觀視圖）（b）熱激光沖擊（c）熱激光沖擊+1小時沖擊回火和（d）裂紋擴展放大圖像的疲勞測試斷口形貌SEM圖像。

圖11b確定了具有循環(huán)滑移帶（圖11a）、微裂紋（箭頭標(biāo)記）、空洞（黃色圓圈）和凹陷（橙色圓圈）的次表面裂紋的萌生。觀察到疲勞試驗的未屏蔽試樣的斷裂萌生，很少有裂紋是從腐蝕坑萌生的。LSP、WLSP和沖擊后回火試樣的斷裂始于距表面約300–600μm處，其余未鍍鋅試樣的裂紋從表面本身開始擴展。此外，在沖擊后回火試樣中觀察到少量宏觀裂紋（圖11c和d）。在這里，WLSP誘發(fā)的高壓縮殘余應(yīng)力產(chǎn)生塑性變形，這對延緩裂紋擴展起著至關(guān)重要的作用，而加工硬化層將抑制疲勞試驗試樣的循環(huán)塑性流動。

4.結(jié)論

采用低能量Nd: YAG激光進行熱激光沖擊噴丸表面改性工藝是誘導(dǎo)塑性變形、提高金屬材料機械性能的重要平臺。對低合金鋼進行了沖擊后回火熱處理優(yōu)化，使其疲勞壽命提高了26倍。從商業(yè)化的角度看，目前的實驗設(shè)計和發(fā)展對降低溫激光噴丸工藝的成本具有重要的影響。雙側(cè)溫激光沖擊強化修復(fù)效果顯著，建議采用低能量激光沖擊強化工藝修復(fù)工程結(jié)構(gòu)材料。

來源：Warm laser shock peening without coating induced phase transformations and pinning effect on fatigue life of low-alloy steel，Materials & Design，doi.org/10.1016/j.matdes.2016.06.026

參考文獻(xiàn)：R.W. Revie，Oil and Gas Pipelines: Integrity and Safety Handbook，John Wiley& Sons (2015)