表面完整性对FGH95合金高温疲劳性能的影响

罗学昆,吴小燕,王科昌,王 欣,汤智慧

（1．中国航发北京航空材料研究院 航空材料先进腐蚀与防护航空重点实验室，北京 100095；2．中国航发南方工业有限公司，湖南 株洲 412002）

金属零件的表面完整性主要取决于表面加工成形方法，并对零件整体的疲劳性能和可靠性具有重要影响[1]。为了获得高品质的构件，Field等[2]首先提出了表面完整性的概念及其评价方法，并研究了机加工对金属表面及亚表层的机械和冶金特征参数的影响规律，为制造业提供技术参考。航空发动机涡轮盘在服役时承受高温、高载等多重载荷综合作用，存在疲劳失效破坏风险，成为发动机的限寿件。因此，涡轮盘的制造对表面加工成形方法提出了更高的要求。人们在加工参数对航空材料表面完整性的影响方面开展了大量研究，并积累了丰富的数据[1，3-6]。由于大约60%的航空零件失效是由疲劳引起的[7]，航空制造业对零件的疲劳性能尤为关注。然而目前，人们在加工表面完整性对疲劳性能的影响方面缺乏系统研究。

涡轮盘结构复杂，加工精度要求高，其榫槽、辅板、盘心孔等典型部位存在显著的结构应力集中。另外，涡轮盘的材料强度高，具有一定的表面应力集中敏感性，而榫齿等关键部位之间的相互遮挡又提高了机械加工难度，较易产生局部表面加工应力集中。因此，为了提高涡轮盘的疲劳性能，人们采用喷丸强化技术改善零件加工后的表面完整性。目前，国内外学者已对钛合金喷丸强化开展了大量研究。Jiang等[8]研究发现喷丸后的Ti-6Al-4V合金比未喷丸的合金具有更优的疲劳性能，钛合金喷丸在室温和150 ℃下的疲劳极限比未喷丸合金分别提高9%和10%。Lindemann等[9]研究发现喷丸后具有细层状组织的TiAl合金的高温疲劳强度提高了300 MPa，而具有粗层状组织的TiAl合金高温疲劳强度提高了125 MPa，在高温条件下，喷丸疲劳增益效果不仅得益于表层残余压应力的残留，而且受到强化层组织的显著影响。Yang等[10]研究发现喷丸不仅改变了Ti-6Al-4V合金燕尾槽微动磨损机制和裂纹萌生角度，还减少了裂纹萌生数量，抑制了疲劳裂纹扩展行为。而在高温合金领域，研究主要集中在单晶合金[11-13]和GH4169合金[14]，对于粉末合金的研究较少。

由于加工方法及服役环境的不同，涡轮盘的不同部位对表面完整性的需求存在差异，单一的表面加工方法难以满足整个涡轮盘的需求，而差异化的集成方法可进一步改善涡轮盘整体的表面完整性，获得更优的表面质量。然而，作为涡轮盘的重要制造工艺之一，目前针对高温合金涡轮盘的差异化喷丸强化工艺方法研究相对较少，缺少高温合金不同喷丸方法对表面完整性及高温疲劳性能的影响研究。

FGH95粉末高温合金是一种采用粉末冶金工艺制备的γ′相沉淀强化型镍基高温合金[15-16]，因具有良好的高温力学性能，被广泛应用于航空发动机涡轮盘的制造中，也是一种理想的研究材料。本工作将以FGH95合金材料为研究对象，考察磨削、磨削 + 铸钢丸喷丸、磨削 + 陶瓷丸喷丸以及磨削 + 复合喷丸四种表面工艺在FGH95合金获得的表面残余应力、显微硬度、粗糙度等表面完整性差异，开展表面完整性对FGH95合金高温疲劳性能的影响规律研究，并分析不同工艺试样的疲劳断口，揭示表面强化机理。

1 实验材料及方法

本实验研究的材料为FGH95粉末高温合金，该合金在常温下的基本力学性能如表1所示。疲劳实验采用旋转弯曲缺口疲劳试样，其尺寸详见参考文献[17]所示，缺口应力集中系数Kt为1.7，试样缺口的根部R角的实际受载为外加载荷的1.7倍。

表1 FGH95 粉末高温合金在常温下的基本力学性能Table 1 Basic mechanical properties of FGH95 alloy under room temperature

疲劳试样加工路线为：先采用电火花切割方法，沿合金盘坯的弦向进行切取，获得试样坯料，再依次通过粗车、半精车和精车工艺获得基本尺寸，再通过磨削获得缺口，最终通过三种喷丸工艺获得不同的表面完整性状态。因此，本实验一共涉及四种表面加工集成工艺状态：（1）AR态，即磨削（grinding）；（2）GCSSP 态，磨削（grinding）+ 铸钢丸喷丸（cast steel shot peening，CSSP）；（3）GCSP 态，磨削（grinding）+ 陶瓷丸喷丸（ceramic shot peening，CSP）；（4）GDSP 态，即磨削（grinding）+ 复合喷丸（double shot peening，DSP）。具体工艺参数详见表2所示。每种状态的疲劳试样为6件。

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

对于铸钢丸喷丸，采用气动式喷丸机KX-3030，按照航空工业标准 HB/Z26—2011，采用ASH230（名义直径 0.60 mm）对疲劳试样进行喷丸；对于陶瓷丸喷丸，采用气动式喷丸机KX-3000，按照航空工业标准HB/Z26—2011，采用AZB150（名义直径0.15 mm）对试样进行喷丸；对于复合喷丸，先对疲劳试样进行铸钢丸喷丸，再对疲劳试样进行陶瓷丸喷丸，上述两种喷丸工艺搭配如表2所示，喷丸后的表面覆盖率总和为200%。

疲劳实验采用PQ-6旋转弯曲疲劳试验机按HB5152—96要求进行测试，温度为650 ℃，应力R= –1，频率 5000 Hz，先对试样加载至 550 MPa，若在1 × 107周次前断裂，则记录疲劳寿命；若试样经历1 × 107周次未发生断裂，则将载荷提高至 700 MPa，继续测试直至试样断裂，记录疲劳寿命。

表面完整性分析采用尺寸为 20 mm × 20 mm ×10 mm的方形试块，其加工工艺与疲劳试样相同。表面粗糙度Ra采用TR200型触针式粗糙度仪测量；残余应力沿深度方向的分布规律采用StressTech X3000型X射线衍射仪，按照GB7704—2008《X射线应力测定方法》，采用电解抛光法逐层去除的方式测量，测试结果中“ + ”值表示拉应力，“－”值表示压应力，腐蚀液为Electrolyte A溶液，采用Struers Movipol-3型电解抛光仪进行逐层去层；试块表面以下沿深度方向的硬度分布采用HMAS-C1000SZA显微硬度仪测量，施加载荷为5 N；疲劳试样断口形貌和试块横截面金相组织采用APPLLO 300型扫描电镜（SEM）观察。

2 实验结果与讨论

2.1 疲劳性能

本工作研究了表面加工方式对FGH95合金高温疲劳性能的影响规律。图1为AR、GCSSP、GCSP 和GDSP四种状态的FGH95合金试样的高温疲劳寿命。由图可知，相比AR状态试样，GCSSP、GCSP和GDSP状态试样的高温疲劳寿命均显著提高。

图1 AR、GCSSP（1#、2#、3#）、GCSP（6#、7#、8#）和 GDSP（ 4#、 5#、 9#、 10#、 11#） 四 种 状 态 的FGH95合金试样在 550 MPa、650 ℃下的高温疲劳寿命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 ℃

对于铸钢丸喷丸（GCSSP），随着喷丸强度的增大（1#< 2#< 3#），高温疲劳寿命增益效果逐渐增大，3#工艺组所有试样达到1 × 107周次未断；而对于陶瓷丸喷丸工艺（GCSP），呈现与铸钢丸喷丸工艺类似的规律，随着喷丸强度的增大（6#< 7#< 8#），高温疲劳寿命增益效果逐渐增大；

对于复合喷丸工艺（GDSP 4#、5#、9#、10#和11#），4#和5#工艺组的高温疲劳寿命增益效果最显著，组内所有试样均达到1 × 107周次未断。

本工作将 3#、4#和 5#工艺试样继续加载至700 MPa进行测试，直至试样发生疲劳断裂，疲劳寿命结果见图2所示。由图2可知，4#工艺试样的疲劳寿命最长，达到了 3.67 × 105周次。

图2 在 550 MPa 条件下未断的 3#、4#和 5#工艺试样加载至700 MPa后的高温疲劳寿命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）状态，单一的铸钢丸喷丸（GCSSP）和陶瓷丸喷丸（GCSP）均显著提高了FGH95合金缺口试样的高温疲劳寿命；而将上述两种工艺进行叠加的复合喷丸工艺（GDSP），可进一步提高疲劳增益效果。

2.2 疲劳断口

图 3（a）～3（h）为 AR、GCSSP 3#、GCSP 6#和GDSP 4#工艺试样的疲劳断口 SEM照片。由图3（a）可知，磨削（AR）试样断口呈现多源特征，疲劳源从表面多处不连续刀痕萌生（见图3（b）），并同时向内部扩展。而铸钢丸喷丸（GCSSP 3#）工艺试样的断口仅存在一个疲劳源，见图3（c），断口侧面的试样圆柱面可见大尺寸的弹丸撞击坑，但是局部磨削刀痕仍然残留，疲劳源即发源于残留刀痕处（图 3（d））。对于陶瓷丸喷丸工艺（GCSP 6#）和复合喷丸工艺（GDSP 4#）试样，断口亦呈现单源特征（见图 3（e）和图 3（g）），疲劳源起源于喷丸表面（见图 3（f）和图 3（h）），断口侧面的试样圆柱面被大量弹丸撞击坑覆盖，无磨削刀痕迹。

以上结果表明，喷丸对原有加工刀痕的消除作用将对疲劳源的数量和起源位置产生显著影响。

图3 不同工艺状态试样的疲劳断口形貌 （a）AR试样的宏观断口；（b）AR试样的疲劳源；（c）GCSSP 3#试样的疲劳断口；（d）GCSSP 3#试样的疲劳源；（e）GCSP 6#试样的宏观断口；（f）GCSP 6#试样的疲劳源；（g）GDSP 4#试样的宏观断口；（h）GDSP 4#试样的疲劳源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为AR、GCSSP、GCSP和GDSP工艺试块的表面粗糙度值。相比磨削（AR）试块，喷丸后表面粗糙度均提高。对于磨削 + 铸钢丸喷丸表面状态（GCSSP 1#、2#和 3#），喷丸后表面粗糙度值随着喷丸强度的提高而增大；而磨削 + 陶瓷丸喷丸表面状态（GCSP 6#，7#和 8#）也呈现出类似的规律。这种现象在 Udimet alloy 720Li喷丸中被观察到[18]。

表3 AR、GCSSP、GCSP 和 GDSP 工艺试块的表面粗糙度值Table 3 Surface roughness of specimens by AR， GCSSP，GCSP and GDSP processes

对于磨削 + 复合喷丸表面状态（GDSP），第一次的铸钢丸喷丸提高了磨削表面的粗糙度值，而第二次的陶瓷丸喷丸降低了铸钢丸喷丸后的表面粗糙度值。

2.4 残余应力场

图 4 为 AR、GCSSP 3#、GDSP 4#和 GCSP 6#工艺试块表面沿深度方向的残余应力分布规律。由图可知，磨削（AR）表面虽处于残余压应力状态，表面残余压应力达到–650 MPa，但是随着深度的增加，残余压应力先增大后急剧减小，并转变为残余拉应力状态，整个表面残余压应力层深度仅约30 μm。

表4 AR、GCSSP 3#、GCSP 6#和 GDSP 4#工艺试样的表面残余压应力场特征值Table 4 Characteristic values of surface residual compressive stress distribution by AR、 GCSSP 3#、 GCSP 6# and GDSP 4#processes

而对于GCSSP3#工艺试块表面，表面残余应力压应力值达到906 MPa，最大残余压应力为–1098 MPa，最大残余压应力处对应的深度约为40 μm，残余压应力场深度约为200 μm。这表明，磨削表面经过铸钢丸喷丸后，表面形成了一层深层和高幅值的残余压应力层。

对于GCSP 6#工艺试块表面，表面残余应力压应力值达到–1015 MPa，最大残余压应力为–1064 MPa，最大残余压应力处对应的深度约为20 μm，残余压应力场深度约为60 μm。这表明，相比磨削表面，表面也形成了高幅值的残余压应力层，但是，相比铸钢丸喷丸，表面残余压应力层深度较浅，而表面残余压应力值更大。

对于 GDSP 4#工艺试块，与 GCSSP 3#相比，复合喷丸后表面残余压应力值提高10%，与GCSP 6#工艺的表面残余压应力值（–1015 MPa）相当。复合喷丸的最大残余压应力深度和残余压应力层深度均与铸钢丸喷丸的深度相同。这表明，复合喷丸的残余压应力层深度主要取决于第一次的铸钢丸喷丸，而表面残余压应力值主要取决于第二次的陶瓷丸喷丸。

2.5 硬度梯度

图5 不同表面集成加工工艺试样的显微硬度分布Fig. 5 Micro-hardness distribution along distance from surface of specimens with different integration processes

图 5 为 AR、GCSSP 3#、GCSP 6#和 GDSP 4#工艺试样表面显微硬度沿深度方向的分布。由图5可知，GCSSP 3#、GCSP 6#和 GDSP 4#三种工艺的显微硬度随着深度的增加而逐渐降低，形成了一定深度的梯度硬化层。对于磨削（AR）状态试样，硬化层深度小于30 μm；在此基础上，经历单一的铸钢丸喷丸工艺（3#）后，硬化层深度增加至约180 μm，而经历单一的陶瓷丸喷丸工艺（6#）后，硬化层深度仅约 90 μm；而经历铸钢丸 + 陶瓷丸的复合喷丸（4#）后，硬化层深度与铸钢丸喷丸的深度基本相同。这说明，复合喷丸的硬化层深度主要取决于铸钢丸喷丸。

3 分析与讨论

高温疲劳性能受到表面状态、残余应力场、微观组织等多种表面因素的影响。不同的表面加工集成工艺产生不同的表面完整性状态，对试样的高温疲劳性能产生显著影响。

相对磨削（AR）状态，GCSSP 3#、GCSP 6#和GDSP 4#工艺均在磨削之后进行喷丸。在喷丸过程中大量弹丸的反复撞击改变了材料表面形貌，消除了加工刀痕，并形成了大量冲击坑与褶皱（见图 3（c）、图 3（e）和图 3（f））。类似形貌也在喷丸后的TC17钛合金表面被观察到[19]。刀痕的消除一定程度上降低了表面局部应力集中，可能是疲劳性能提高的原因之一。

在本研究中，GCSSP 3#工艺试样表面粗糙度最大，而其疲劳寿命比AR、GDSP 4#工艺试样均要长。这说明，表面粗糙度虽然对金属疲劳寿命产生不利影响，但非决定疲劳寿命的唯一因素。在650 ℃、550 MPa 条件下，GDSP 4#、GCSSP 3#和 GCSP 6#工艺试样的疲劳寿命分别是AR工艺试样疲劳寿命的 29.8、29.8和 5.6倍，而在 650 ℃、700 MPa条件下，GDSP 4#工艺试样的疲劳寿命是GCSSP 3#工艺试样的疲劳寿命的 5.4倍，因此，GDSP 4#表现出最优的疲劳增益效果。相比AR工艺状态，虽然GDSP 4#工艺试样表面粗糙度更大，但是GDSP 4#工艺试样疲劳寿命远高于AR工艺试样；这表明，喷丸后，残余压应力层和硬化层对疲劳寿命增益效果要大于表面粗糙度的恶化效果。相比GCSSP 3#工艺，GDSP 4#的残余压应力层深度相同，硬化层深度也相同，但是表面粗糙度更低；这表明，表面粗糙度降低有利于提高疲劳寿命。而相比GCSP 6#工艺，虽然GDSP 4#的表面粗糙度更大，而且表面残余压应力值基本相同，但是GDSP 4#的残余压应力层深度和硬化层深度更大，疲劳寿命更长；Wu等[14]研究发现喷丸强化GH4169高温合金试样的旋转弯曲疲劳寿命是车削试样寿命的3.7～4.4倍，而通过表面抛光进一步降低喷丸表面粗糙度值，试样的疲劳寿命提升至车削试样寿命的7.0倍。由此可见，对于喷丸状态的试样，其疲劳寿命长短取决于残余压应力/加工硬化产生的增益效果与表面粗糙度增加产生的不利因素之间的相互竞争。

喷丸使表层微观组织产生了塑性变形，见图 6，相比 AR 试样表层，GCSSP 3#、GDSP 4#和GCSP 6#喷丸工艺试样表层的晶粒组织和次生γ′相组织均发生显著变形，向基体内部被挤压或沿一定方向被拉长。另外，由于加工硬化率的陡增，表层形成了应变硬化层。相对于磨削（AR），喷丸试样表面以下深度的显微硬度显著提高，而疲劳寿命也更长；而相对于陶瓷丸喷丸（GCSP 6#），复合喷丸（GDSP 4#）和铸钢丸喷丸（GCSSP 3#）的硬化层深度更大。研究表明，显微硬度与位错密度呈正相关，高应变率的塑性变形导致材料表层位错的增殖[20-21]，位错密度提高有利于阻碍疲劳裂纹的萌生与扩展，提高疲劳寿命。

图6 AR、GCSSP 3#、GDSP 4#和 GCSP 6#工艺试样横截面金相组织照片Fig. 6 Microstructure of specimens by AR（a），GCSSP 3#（b），GDSP 4#（c） and GCSP 6# （d）processes

另外，喷丸后合金表层形成了高幅值的残余压应力层。相对铸钢丸喷丸（GCSSP 3#），复合喷丸（GDSP 4#）形成了更高幅值的残余压应力；相对于陶瓷丸喷丸（GCSP 6#），复合喷丸（GDSP 4#）产生的残余压应力层深度更大。表面残余压应力层不仅对疲劳裂纹萌生有抑制作用，而且对疲劳裂纹的初期或早期扩展也存在显著的抑制作用，从而有利于疲劳性能的提升。

4 结论

（1）相比磨削试样，喷丸试样的表面粗糙度值显著提高，同时，试样表面以下形成了一定深度的表面残余压应力层和组织硬化层，在650 ℃下的旋转弯曲缺口疲劳寿命显著提高。相对磨削试样的疲劳寿命增益效果随工艺参数的变化而显著不同。

（2）对于采用单一的陶瓷丸或铸钢丸喷丸的试样，在 650 ℃、550 MPa条件下的疲劳寿命增益效果分别随着相应喷丸强度的提高而逐渐增大。

（3）FGH95合金依次经铸钢丸和陶瓷丸喷丸后，获得了比单一喷丸试样更优的疲劳增益效果。优化复合强化试样的表面残余压应力值达到了–998 MPa，表面以下形成了厚度约 200 μm 的残余压应力层和厚度约180 μm的硬化层，在650 ℃、550 MPa下的疲劳寿命是未喷丸试样的疲劳寿命的26.3倍以上。