ЭП866(俄罗斯牌号)耐热马氏体不锈钢(中国牌号1Cr16Co5Ni2Mo2WVNbN)具有良好的抗疲劳、抗蠕变和抗热松弛等性能,最高使用温度达到650℃^[1-4]。航空发动机部件的疲劳裂纹起源于表层,用激光冲击强化(Laser shock processing, LSP)可改善部件的表层应力状态抗疲劳性能^[5]。

激光冲击温强化(Warm laser shock peening, WLSP)是一种热机械强化技术,结合了LSP、动态应变时效(Dynamic strain aging, DSA)和动态析出(Dynamic precipitation, DP)的优势。关于WLSP的实验工作及机理研究,包括DSA、DP和疲劳性能^[6-11]。2009年,美国普渡大学Ye等^[6]首次将WLSP技术应用于AA6061铝合金表面强化。与LSP处理相比,160℃WLSP处理使合金产生更稳定的纳米析出相和位错结构,更稳定的高幅值残余压应力,使疲劳性能明显提高。2011年Ye等^[7]也证明了, DSA和DP现象使250℃WLSP诱导的AISI 4140奥氏体不锈钢表面残余应力具有更高的热稳定性和周期稳定性,其疲劳性能明显高于LSP试样。Liao等^[8]研究了回火处理对WLSP处理的AISI 4140不锈钢表面强度和疲劳性能的影响,发现450℃/2 h回火处理使不锈钢表面硬度(相比WLSP)提高了28%,疲劳极限增加了200 MPa。本文作者^[9-11]进行了AZ31和AZ80镁合金WLSP实验和组织性能研究,在150~300℃区间合金表层产生高密度位错及纳米结构,WLSP表面比LSP具有更稳定的残余压应力,明显地延迟裂纹萌生时间,合金疲劳寿命大幅提高。本文分别对航空发动机用ЭП866耐热马氏体不锈钢进行室温和300℃单光斑单点LSP和WLSP实验,对比研究冲击表层的显微结构、表面残余应力和显微硬度演变。

1 实验方法

实验用材料为俄罗斯牌号ЭП866耐热马氏体不锈钢。采用真空-电弧重熔熔炼,开坯后热轧成直径为80 mm的棒材,其化学成分列于表1。用线切割沿棒材纵向切割出厚度为2 mm的试样作为激光冲击靶材,对ЭП866不锈钢试样的热处理工艺^[2,3]为：(1)1090℃正火50 min,空冷+680℃回火1 h,空冷;(2)1100℃淬火50 min,油冷+680℃回火1 h,空冷。试样表面经水砂纸磨光以及抛光处理后待用WLSP实验。

实验中使用B-1939高温黑漆作为吸收层,在试样表面均匀喷涂约100 μm厚的黑漆涂层以保护靶材表面,保证强化效果。实验中选择的约束层为厚度3 mm的K9光学玻璃。

图1给出了WLSP实验装置的示意图。激光光束经反射镜多次改变光路方向,配合加热装置进行WLSP实验。温控加热模具由不锈钢模具、电加热棒、热电偶和温控仪组成。在实验过程中使用温控仪设定温度对模具进行加热,达到设定温度并稳定后加载激光,进行WLSP实验。WLSP用激光器参数为：激光能量为6 J,脉宽为20 ns,波长为1064 nm,光斑直径为3 mm,功率密度为4.24 GW/cm²。激光功率密度I计算公式为：I=4E /πτD²,其中E为激光脉冲能量,τ为脉宽,D为光斑直径。

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图1   WLSP实验装置的示意图

Fig.1   Diagram of optical path and fixture for WLSP

使用X-350A型X射线应力测定仪测试靶材表面残余应力。用HVS-1000Z型显微硬度仪测量冲击试样表层显微硬度。用LEICA DM2500M型正置透反射光学显微镜(OM)、JEOL JSEM-7001F热场发射高分辨率扫描电镜(SEM)和JEM-2100型高分辨透射电子显微镜(HRTEM)观察冲击前后表层的微观结构。

2 结果和分析

2.1 不锈钢的微观组织

图2和图3给出了热处理态ЭП866马氏体不锈钢的显微组织和X射线衍射图。由图2和图3可见,在1100℃淬火和680℃回火处理后不锈钢由板条回火马氏体和少量的铁素体组成,其中马氏体板条成排地平行排列(图3a),回火时析出纳米级颗粒状碳化物M₂₃C₆^{[1, 7]},其弥散分布在马氏体板条和晶粒内部(图2b),沿着马氏体板条边界还观察到连续析出的粗大的M₂₃C₆析出相(图3b中箭头所指),局部有粗大的碳化物N_bC相^[1](图2a中箭头所指)析出。

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图2   热处理后ЭП866马氏体不锈钢的金相组织和SEM照片

Fig.2   ЭП866 stainless steel after heat treatment (a) OM, (b) SEM

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图3   热处理后ЭП866马氏体不锈钢的TEM照片

Fig.3   TEM images of ЭП866 stainless steel after heat treatment (a) martensite laths, (b) continuous precipitates

图4给出了耐热马氏体不锈钢激光冲击强化表层的TEM像。可见经LSP处理前后不锈钢组织没有发生明显的改变,仍由板条回火马氏体和析出的碳化物(图3a和4a)组成。在激光冲击表层,可清楚地观察到大量的高密度位错缠结(图4b)和板条状析出相(图4c和d)。其原因是,激光诱导等离子体爆轰波使材料表层发生高应变速率形变,以致位错密度的增加和晶粒的细化。同时,由于马氏体板条内弥散分布着细小碳化物M₂₃C₆,这些析出相可以阻碍位错运动,起着钉扎位错的作用,可延缓裂纹的萌生和提高耐疲劳性能。例如,耐热马氏体1Cr11Ni2W2MoV不锈钢发动机叶片的疲劳寿命得到明显提高^[5]。

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图4   ЭП866不锈钢经LSP 后的TEM照片

Fig.4   TEM images of ЭП866 stainless steel by LSP (a) martensitelaths, (b) tangled dislocation, (c, d) strip precipitattes

图5给出了300℃不锈钢WLSP强化表层的TEM像。对比图4和5可见,经WLSP处理后不锈钢马氏体板条内产生比LSP更高密度的位错缠结(图5a和b),同时在缠结位错的区域也观察到大量的纳米级板条析出相(图5c)和球形析出相(图5d),且WLSP诱导的析出相呈不连续分布。这一组织结构演变得到Ye等^[7]的WLSP实验验证,即AISI 4140 钢在250℃超高应变速率WLSP过程也发生了DSA和DP现象。WLSP过程析出相的动态析出与形核长大受到两个因素的影响^[12]：高应变速率形变导致的高密度位错和实验温度。

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图5   ЭП866不锈钢经WLSP后的TEM照片

Fig.5   TEM images of ЭП866stainless steel by WLSP (a) martensitelaths, (b) tangled dislocation, (c) strip precipitates, (d) globular precipitates

Liao等^[8]研究了AISI4140钢激光冲击温强化微观结构,发现高应变速率的激光冲击塑性变形诱导高密度位错,而位错之间相互缠结塞积形成了位错芯。不同于室温LSP,WLSP提供的热能使C, N原子等间隙溶质原子迁移和析出相的形成更加迅速。原子高速迁移至位错芯处形成所谓的柯氏气团,减小了晶格畸变和可动位错的数量,使位错处于更稳定的状态。这是柯氏气团对位错的钉扎效应。此外,WLSP诱导的高密度纳米析出相可通过对位错的钉扎效应来阻碍位错的运动。为了进一步塑性变形,新的位错源不得不开动和产生新的可动位错。位错的增殖和塞积为纳米析出相的析出,提供了新的有利析出位置^[6-8,13,14]。因此,WLSP属于结合LSP、DSA和DP共同特性的形变热处理技术,WLSP诱导的位错与析出相的相互交错缠结显微结构比室温激光冲击的显微结构更加稳定。

2.2 表面残余应力

在单光斑激光冲击区的光斑边缘(Point 1)、中心(Point 2)、中间(Point 3)及未冲击区(Non-LSP zone)依次取一个特征点,使用X射线应力测定仪测量其表面残余应力。对比研究了LSP和WLSP表面残余应力的变化,其结果列于表2。由表2可知,经LSP和300℃WLSP处理后不锈钢表面残余应力由拉应力转变为压应力,产生更高幅值的残余压应力,即WLSP表面残余压应力值高于LSP表面数值。以测试最大值为例,WLSP和LSP表面残余压应力值分别为(-469±24) MPa和(-410±29) MPa。由于激光脉冲能量符合正态分布,所产生的表面残余应力分布呈“V”型或“W”型^[10]。

WLSP之所以能提高表面残余压应力,与激光冲击波、DP、DSA和高密度位错密切相关。残余应力测试结果表明,在室温下LSP表层产生的微米析出相不足以对位错的运动起到很好的钉扎效果,而高温下WLSP诱导的纳米析出相则可以很好地钉扎位错,使位错难以运动,应力得不到松弛,以致靶材表面产生高幅值的残余压应力。同时还观察到,在室温和300℃未强化试样表面残余压应力分别为-334 MPa和-119 MPa,因为机械加工产生的残余压应力在加热过程中易得到部分释放,有利于提高疲劳性能。

2.3 表面硬度

激光诱导的冲击波在材料内部引起高应变率响应,在冲击表层发生剧烈塑性形变,使材料的强度和硬度提高。实验中对未冲击区和单光斑冲击中心区分别测量三个点显微硬度,用其平均值表征LSP和WLSP表层强化程度。

表3给出了单光斑冲击区ЭП866不锈钢表面显微硬度。由表3可知,LSP和WLSP处理均使冲击表面显微硬度得到不同程度的提高。对比基体表面平均显微硬度(344.0HV),LSP和WLSP靶材表面平均显微硬度分别增加到371.7HV和397.4HV,即分别增加了8.0%和15.5%,可见WLSP比LSP表层强化效果更明显,这主要与DSA、DP、高密度位错以及温度的高低有关。

WLSP伴随着强化和热效应引起的应力回复过程。温度引起的软化效应使材料内部的显微结构趋于稳定化,在宏观上呈现出软化现象。低温激光冲击诱导的表面残余压应力减小和表面硬度降低,归因于析出相对位错的钉扎效应不足。析出相对位错的钉扎效应引起材料的硬化行为,强烈地受析出相的尺寸、大小和数量的影响。高温(300℃)WLSP诱导的高密度纳米析出相明显提高了位错钉扎效应,表现在更高的表面性能(如表面硬度)。Ye等^[7]的结果表明,WLSP诱导的纳米级碳化物析出相强烈地钉扎位错,产生更加稳定的位错结构和残余压应力,使材料强度和疲劳性能提高。

除析出相强化外,位错强化也是金属材料中有效强化方式之一。根据位错强化理论,位错密度ρ与材料硬度H_v的关系^[15]为 ,式中a为与材料有关的常数,G为切变模量,b为柏氏矢量,ρ为位错密度。可以看出,材料的硬度H_v与ρ成正比,位错密度的增加使材料发生硬化。这表明,WLSP提高了ЭП866马氏体不锈钢表面显微硬度,得到了优于室温冲击的温强化效果。

3 结论

(1) WLSP使不锈钢马氏体板条内产生高密度的位错缠结和大量的纳米级析出相,诱导不锈钢发生DSA和DP现象。

(2) WLSP比LSP在材料表面产生更高幅值的残余压应力,这与DSA、DP和高密度位错密切相关。WLSP提高了材料表面显微硬度,产生了良好的温强化效果,其强化效果高于LSP。

The authors have declared that no competing interests exist.