引言

Ti-6Al-4V（TC4）鈦合金是一種綜合性能優(yōu)異的材料，其密度較小，且具有優(yōu)異的比強(qiáng)度、比剛度，良好的耐腐蝕和耐高溫性能，因此被廣泛應(yīng)用于航空、航天和航海領(lǐng)域的關(guān)鍵結(jié)構(gòu)零件中，例如，航空發(fā)動機(jī)的壓氣機(jī)葉片等［1－3］。但是，隨著我國飛機(jī)在海上執(zhí)行任務(wù)越來越頻繁，受潮濕海洋大氣等因素的影響，機(jī)體部件易發(fā)生電化學(xué)腐燭。同時(shí)，部件表面在運(yùn)行過程中易受外物損傷，從而導(dǎo)致失效［4－5］。

因此，材料表面硬度與耐腐蝕性能的提高對關(guān)鍵部件使用可靠性的提高和使用壽命延長具有重要意義。

激光沖擊強(qiáng)化（LSP）是一種新興的金屬材料表面處理技術(shù)，通過高應(yīng)變率表面沖擊處理來提高金屬材料的表面硬度、耐腐蝕性能和疲勞壽命［6－7］。目前，國內(nèi)外學(xué)者在激光沖擊強(qiáng)化提高金屬材料的表面性能和疲勞壽命等方面已有了一些研究。王江濤等［8］發(fā)現(xiàn)，激光沖擊強(qiáng)化可以使7075鋁合金焊接頭處的晶粒得到高度細(xì)化，降低顯微孔洞和氣穴數(shù)量，有效地阻止了溶液中的離子滲入，從而降低了腐蝕速率。Ｙａｎｇ等［9］對沖擊強(qiáng)化后異物損傷TC4的疲勞行為進(jìn)行了研究。發(fā)現(xiàn)LSP可以通過誘導(dǎo)產(chǎn)生 高殘余壓應(yīng)力來降低疲勞裂紋的增長速度。Ｔｏｎｇ等［10］的研究結(jié)果顯示，無吸收層激光沖擊強(qiáng)化（LSPｗＣ）可以使ＡＡ5083鋁合金的抗空蝕能力提 高2.13倍。近年來，一些人開始研究對增材制造件進(jìn)行激光沖擊強(qiáng)化。Ｊｉｎ等［11－12］研究發(fā)現(xiàn)，激光沖擊強(qiáng)化后，增材制造的TC4試樣表面硬度增加了約11％。Ｙｅｏ等［13］的研究表明，激光沖擊強(qiáng)化可以使TC4鈦合金增材制造件的沖擊韌性提高120％。賴夢琪等［14］則發(fā)現(xiàn)激光沖擊強(qiáng)化可以提高TC4增材

件的致密度。宋亞杰等［15］研究結(jié)果顯示，經(jīng)過3次激光沖擊強(qiáng)化后，激光增材的ＧＨ1131合金薄壁件的表面硬度提高了66.6％。上述研究表明，激光沖擊強(qiáng)化可以有效提高金屬材料的耐腐蝕性能、表面硬度、沖擊韌性等，并降低裂紋的擴(kuò)展速度。但單獨(dú)的激光沖擊強(qiáng)化技術(shù)對于材料性能的提升具有一定上限。為了滿足航空航天零件惡劣的工作環(huán)境需求，需要將激光沖擊強(qiáng)化工藝與其他的工藝進(jìn)行復(fù)合，進(jìn)一步提升對材料的強(qiáng)化效果。Ｊｉａ等［16］研究了激光沖擊強(qiáng)化和熱處理對電子束焊接Ti-6.5A-1Mo-1V-2Zr的微觀硬度、拉伸性能和微觀結(jié)構(gòu)的影響，發(fā)現(xiàn)沖擊強(qiáng)化后熱處理的試樣的最大抗拉強(qiáng)度相比單獨(dú)熱處理試樣和原始試樣都有所增加。

Ｒｅｎ等［17］研究了激光沖擊強(qiáng)化和熱處理溫度對ＡＺ91Ｄ鎂合金顯微組織的影響，發(fā)現(xiàn)沖擊強(qiáng)化后適當(dāng)溫度的熱處理可以使晶粒尺寸進(jìn)一步減小。其中 當(dāng)退火溫度為200℃時(shí)表面納米晶的尺寸最小，約為50ｎｍ。Ｋａｌｅｎｔｉｃｓ等［18］則將增材制造、激光沖擊強(qiáng)化和熱處理進(jìn)行了結(jié)合，結(jié)果顯示，增材制造的 ＣＭ247ＬＣ合金試樣進(jìn)行沖擊強(qiáng)化后再熱處理，其裂紋數(shù)量下降了95％。

已有研究表明，對激光沖擊強(qiáng)化后的試樣進(jìn)行熱處理可以得到綜合性能較為優(yōu)異的材料，然而此復(fù)合工藝對于TC4鈦合金耐腐蝕性能和表面硬度的研究尚未報(bào)道，有待研究。因此，本文對與航空發(fā)動機(jī)葉片相同工藝條件的TC4鈦合金鍛件進(jìn)行激光沖擊強(qiáng)化與熱處理復(fù)合處理，分別對材料進(jìn)行1、2次激光沖擊強(qiáng)化，并對沖擊強(qiáng)化后的材料進(jìn)行了熱處理，研究了激光沖擊強(qiáng)化和熱處理復(fù)合工藝對TC4材料微觀形貌、表面硬度與耐腐蝕性能的影響，分析并總結(jié)了其影響規(guī)律。

1、試驗(yàn)材料和試驗(yàn)方法

1.1試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為7ｍｍ厚的Ti-6Al-4V（TC4）鍛件，其化學(xué)成分如表1所示。所有的試樣通過線切割加工制備成尺寸為200ｍｍ×200ｍｍ×7ｍｍ的方形塊體，然后用酒精清洗干凈。

1.2試驗(yàn)方法

激光沖擊強(qiáng)化所使用的激光器為Ｎｄ：ＹＡＧ激光器，其輸出能量為2.8Ｊ，波長為532ｎｍ、脈沖頻率為1Ｈｚ，脈沖寬度為14ｎｓ。在激光沖擊強(qiáng)化過程中，所選用的光斑直徑為2ｍｍ，光斑搭接率為50％，激光功率密度為6.37ＧＷ／ｃｍ²。同時(shí)，使用1ｍｍ的水層和厚度為0.12ｍｍ的黑色電工絕緣膠帶作為激光沖擊強(qiáng)化的約束層和吸收層。激光沖擊強(qiáng)化的原理與路徑如圖1所示。將部分激光沖擊強(qiáng)化后的試樣進(jìn)行熱處理。試樣的熱處理是在真空氣氛爐（ＳＱＦＬ－1400）中進(jìn)行的。將試樣在1ｈ內(nèi)加熱到600℃，并在600℃下保持1ｈ，然后進(jìn)行爐冷。將進(jìn)行0、1、2次沖擊強(qiáng)化后的試樣分別記為0、Ｌ－1、Ｌ－2，將沖擊1次和2次后進(jìn)行熱處理的試樣分別命名為Ｌ－1－Ｏ和Ｌ－2－Ｏ。具體的工藝參數(shù)見表2。

通過激光共聚焦顯微鏡（ＶＫ－Ｘ100Ｋ／Ｘ200Ｋ）對試件表面形貌進(jìn)行觀測，測量其表面粗糙度。為了觀察橫截面的微觀結(jié)構(gòu)，對試樣的橫截面用60～1500＃的砂紙進(jìn)行研磨，然后進(jìn)行拋光。每個(gè)試樣都使用掃描電子顯微鏡（ＳＥＭ，ＦＥＩＱｕａｎｔａＦＥＧ250）和電子背散射衍射（ＥＢＳＤ）進(jìn)行觀察。利用 ＲＤＨＶＳ－1000Ｚ維氏硬度計(jì)測量試樣的表面硬度，測量載荷為25ｇ，保荷時(shí)間為10ｓ。利用線切割將各個(gè)試樣截取規(guī)格為6×6×7ｍｍ3的方形塊體，將試樣用無水乙醇進(jìn)行清洗，最后利用超聲波進(jìn)行清洗，并冷風(fēng)吹干。電化學(xué)腐蝕采用武漢科思特儀器公司的ＣＳ系列電化學(xué)工作站進(jìn)行測量。采用三電極體系，輔助電極為鉑電極，參比電極為Ａｇ／ＡｇＣｌ（飽和ＫＣｌ）電極，電解質(zhì)為質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.5％的ＮａＣｌ溶液，試樣工作面積為0.0126ｃｍ2。極化曲線試驗(yàn)以動電位掃描法測定試樣的自腐蝕電位和腐蝕電流密度，并根據(jù)Ｔａｆｅｌ外推法計(jì)算試樣的腐蝕速率，試驗(yàn)采用的掃描速率為1ｍＶ／ｓ。

2、結(jié)果與討論

2.1表面形貌

各個(gè)試樣的表面形貌如圖2所示。可以看出，激光沖擊強(qiáng)化所產(chǎn)生的沖擊波在材料表面產(chǎn)生了塑性變形，并出現(xiàn)凹、凸的形貌。通過測試得知，0、Ｌ－1、Ｌ－2、Ｌ－1－Ｏ和Ｌ－2－Ｏ試樣的表面粗糙度分別為1.63μｍ、1.94μｍ、2.14μｍ、1.77μｍ和2.14μｍ。

激光沖擊強(qiáng)化后，材料的表面發(fā)生了塑性變形［19］，從而導(dǎo)致了其表面粗糙度的增大，且Ｌ－2表面的粗糙度大于Ｌ－1處理表面的粗糙度。而熱處理之后，試樣在600℃下可能發(fā)生了再結(jié)晶［20］，所以試樣的表面粗糙度相比沖擊強(qiáng)化的試樣有所下降或者不變，但仍較原始試樣的表面粗糙度高。

2.2微觀結(jié)構(gòu)

圖3和圖4分別是原始試樣和處理后試樣的截面形貌ＳＥＭ圖像和晶界分布圖。如圖3（ａ）和圖3（ｂ）所示，可以發(fā)現(xiàn)原始試樣的α相晶粒較大，β相的分布也比較聚集。對比圖3（ａ）和圖4（ａ），沖擊強(qiáng)化后，Ｌ－1試樣的β相變得更加細(xì)長，且多分布在α相的周圍，不再出現(xiàn)大量聚集的組織形貌。同時(shí)，靠近沖擊面的晶粒在沖擊強(qiáng)化后發(fā)生了明顯的變形。

圖4（ｂ）顯示了Ｌ－2試樣的α相晶粒尺寸相比原始試樣和Ｌ－1試樣要更加細(xì)小。從圖4（ｆ）中的黃色框內(nèi)可以看到，α相晶粒內(nèi)部出現(xiàn)了一些形變界面，這可能是由于多次沖擊強(qiáng)化所產(chǎn)生的沖擊波使得晶粒內(nèi)部發(fā)生了變形。對于Ｌ－1－Ｏ試樣，與Ｌ－1試樣相比，熱處理后試樣的β相的分布再次集中，同時(shí)靠近沖擊面的晶粒發(fā)生的變形未明顯改變。如圖4（ｈ）所示，Ｌ－2－Ｏ試樣相比Ｌ－2試樣，在熱處理后其α相晶粒內(nèi)部的形變界面消失。

當(dāng)相鄰晶粒的取向差Δρ＜15°時(shí)，稱之為小角度晶界，取向差Δρ＞15°時(shí)則稱之為大角度晶界。在晶粒細(xì)化的過程中，塑性變形會引起高密度位錯(cuò)、孿晶等微觀形貌的變化，在晶粒內(nèi)部逐漸形成小角度的亞晶界，進(jìn)一步演化后會發(fā)展成大角度晶界，大角度晶界會產(chǎn)生切割效應(yīng)，將整個(gè)晶粒形成具有取向性的細(xì)小晶粒，實(shí)現(xiàn)晶粒細(xì)化［21］。圖3和圖4中的紅色晶界為小角度晶界，黑色的為大角度晶界。

α相和β相是兩種不同的相，因此α相和β相之間的晶界都是大角度晶界。將圖3（ａ）與圖3（ｂ）和圖3（ｃ）進(jìn)行對比，可以看到大角度的晶界的分布與β相的分布位置是比較吻合的，同時(shí)可以看出小角度晶界絕大多數(shù)都分布在α相內(nèi)［21］。對比圖3（ｃ）和圖4（ｉ），可以看出試樣在經(jīng)過沖擊強(qiáng)化后，大角度晶界的聚集減少，這與Ｌ－1試樣在一次沖擊強(qiáng)化后，β相的分布開始分散的情況是吻合的。如圖4（ｊ）所示，Ｌ－2相比Ｌ－1內(nèi)部大角度晶界增多，表面小角度晶界減少。從圖4（ｉ）和圖4（ｋ）可見，熱處理后Ｌ－1－Ｏ表面小角度晶界減少，內(nèi)部小角度晶界增多，且變得集中。而從圖4（ｌ）中可以看出，Ｌ－2－Ｏ相比Ｌ－2表面大角度晶界減少，小角度晶界增多。可能是熱處理之后，大角度晶界轉(zhuǎn)變成了小角度晶界。這些結(jié)果都與ＳＥＭ的結(jié)果相吻合。而Ｌ－2－Ｏ與相比Ｌ－1－Ｏ，其表面的小角度晶界仍然較多，說明兩次沖擊后的材料保持其強(qiáng)化后的形態(tài)的能力更強(qiáng)。

2.3表面硬度

從圖5中可以看出，原始試樣的表面硬度約為378.6ＨＶ，而Ｌ－1和Ｌ－2的表面硬度約為425.4ＨＶ和456.5ＨＶ，分別比原始試樣高12.3％和20.5％。

隨著沖擊強(qiáng)化次數(shù)的增加，材料的表面硬度也隨之增加。材料表面硬度的提高主要?dú)w因于激光沖擊強(qiáng)化引起的塑性變形和晶粒細(xì)化。熱處理后，Ｌ－1－Ｏ的表面硬度約為465.1ＨＶ，相比Ｌ－1增加了9.3％，而Ｌ－2－Ｏ的表面硬度約為483.2ＨＶ，相比Ｌ－2增加了5.8％，比原始試樣的表面硬度提高了27.6％。與只經(jīng)過沖擊強(qiáng)化處理的TC4試樣相比，硬度也有提高。這表明激光沖擊強(qiáng)化和熱處理的結(jié)合工藝可以進(jìn)一步提高TC4的表面硬度。

2.4動電位極化曲線

不同試樣在質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.5％NaCl溶液中的動電位電位極化曲線如圖6所示。從中可以看出，各試樣的動電位極化曲線形狀相差不大，均存在鈍化區(qū)。通過圖6根據(jù)塔菲爾外推法計(jì)算出不同試樣的腐蝕電位和腐蝕電流密度如表3所示。

從圖6及表3可以看出，原始試樣的自腐蝕電位為－0.61595Ｖ，而經(jīng)過一次和兩次激光沖擊強(qiáng)化的試樣的自腐蝕電位分別為－0.41510Ｖ和－0.38204Ｖ。沖擊強(qiáng)化后試樣的自腐蝕電位相比原始試樣發(fā)生了正移，而且隨著激光沖擊次數(shù)的增加，TC4鈦合金自腐蝕電位逐漸正移。表明隨著激光沖擊次數(shù)的增加，在電化學(xué)腐蝕過程中，沖擊強(qiáng)化后的表面層更容易發(fā)生鈍化，耐腐蝕性能更佳，更不易發(fā)生腐蝕［22］。經(jīng)過沖擊強(qiáng)化后，試樣的耐腐蝕性能得到提升的原因可能是沖擊強(qiáng)化后試樣表面的大角度晶界增多，大角度晶界更不易被腐蝕，因此經(jīng)過兩次沖擊強(qiáng)化后的試樣的耐腐蝕性能更好。

與此同時(shí)，0、Ｌ－1和Ｌ－2的自腐蝕電流密度分別為3.8111μＡ／ｃｍ2、1.4738μＡ／ｃｍ2和2.2167μＡ／ｃｍ2。

經(jīng)過沖擊強(qiáng)化后，試樣的腐蝕電流密度減小，說明當(dāng)試樣發(fā)生腐蝕后，其腐蝕速率降低，耐腐蝕性能得到了提升。Ｌ－1和Ｌ－2的腐蝕速率相比原始試樣分別降低了61.3％和41.8％。Ｌ－2的腐蝕電流密度相比Ｌ－1有所上升，原因可能是激光沖擊強(qiáng)化次數(shù)增多后，試樣表面粗糙度增大，使得腐蝕接觸面積增大，進(jìn)而導(dǎo)致腐蝕電流密度的上升。這表明Ｌ－2試樣相比Ｌ－1試樣受腐蝕的傾向更小，但其一旦受到腐蝕，其腐蝕速率將大于Ｌ－1試樣［23］。

熱處理之后，Ｌ－1－Ｏ的自腐蝕電位相比Ｌ－1向負(fù)移動了0.36323Ｖ，其腐蝕電流密度相比Ｌ－1則提高了1.6倍。而Ｌ－2－Ｏ的自腐蝕電位相比Ｌ－2向負(fù)移動了0.03545Ｖ，其腐蝕電流密度相比Ｌ－2則提高了89.8％。說明了熱處理后，試樣的腐蝕速率提高，耐腐蝕性能下降。可能是由于熱處理之后，試樣表面的晶粒變大所導(dǎo)致的。Ｌ－2－Ｏ的自腐蝕電位相比Ｌ－1－Ｏ向正方向移動了0.36084Ｖ，說明其更不易發(fā)生電化學(xué)腐蝕，這可能與其表面小角度晶界較多有關(guān)。Ｌ－1－Ｏ和Ｌ－2－Ｏ試樣的自腐蝕電流密度和腐蝕速率與原始試樣相比未發(fā)生明顯變化，說明TC4試樣在經(jīng)過激光沖擊強(qiáng)化與熱處理復(fù)合工藝處理后，其耐腐蝕性能與未處理前基本保持一致。

3、結(jié)論

（1）激光沖擊強(qiáng)化后，TC4試樣表面粗糙度增大，且試樣表面的粗糙度會隨著激光沖擊強(qiáng)化次數(shù)的增加而變大。而熱處理之后，試樣的表面粗糙度有所下降。激光沖擊強(qiáng)化后，β相均勻地分布在α相周圍。同時(shí)，靠近沖擊面的晶粒發(fā)生了明顯的變形，并且在α相晶粒內(nèi)部也出現(xiàn)了一些變形界面。熱處理后試樣的形變界面消失了，α相晶粒尺寸增大，β相的分布再次集中，同時(shí)靠近沖擊面的晶粒發(fā)生的變形并未明顯改變。

（2）隨著沖擊強(qiáng)化次數(shù)的增加，材料表面硬度也在提高。Ｌ－1和Ｌ－2試樣表面硬度相比原始試樣分別提高了12.3％和20.5％。熱處理后，Ｌ－1－Ｏ的表面硬度相比Ｌ－1增加了9.3％，而Ｌ－2－Ｏ的表面硬度達(dá)到了483.2ＨＶ，相比原始試樣提高了27.6％。激光沖擊強(qiáng)化和熱處理的結(jié)合可以進(jìn)一步提高TC4的表面硬度。

（3）激光沖擊強(qiáng)化后TC4試樣的自腐蝕電位發(fā)生了正移，腐蝕電流密度下降。Ｌ－1和Ｌ－2的腐蝕速率相比原始試樣分別降低了61.3％和41.8％。激光沖擊強(qiáng)化后，腐蝕速率變緩，耐腐蝕性能提升。熱處理之后，TC4試樣自腐蝕電位向負(fù)移動，其腐蝕電流密度上升。表明熱處理后，試樣的腐蝕速率提高，耐腐蝕性能下降。TC4試樣在經(jīng)過激光沖擊強(qiáng)化與熱處理復(fù)合工藝處理后，其耐腐蝕性能與未處理前基本保持一致。激光沖擊強(qiáng)化與熱處理復(fù)合工藝在保持原有耐腐蝕性能的同時(shí)，可以有效提高TC4的表面硬度。

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