钛合金作为一种结构材料，由于具有高强度重量比、较低的弹性模量、良好的疲劳强度和韧性以及优异的耐腐蚀性等特点，被广泛应用在航空航天、医疗等领域[1-2]。相较于其他常见的金属材料，钛合金不仅密度小、强度高、耐腐蚀，同时也更加轻盈。然而，常规钛合金制备工艺无法完全消除材料内部的孔隙，在外加应力集中作用下，残余孔隙会对材料疲劳裂纹的形成过程产生较大影响，当材料表面产生疲劳裂纹点后，会加速零件的疲劳破坏。利用热等静压技术（hotisostaticpressing，HIP）制备的钛合金材料可很好地避免材料的不均匀孔隙率和成分偏析等内部缺陷[3-4]。田亚强等[5]研究了置氢量及热等静压工艺参数对置氢TC4合金粉末热等静压制件组织性能的影响规律，发现热等静压制件的片层状组织尺寸变薄、针状的组织变细,等轴颗粒组织愈来愈多,制件致密效果好、综合力学性能高。
为进一步提高钛合金材料的表面性能，罗雪坤等[6]研究了应力集中条件下喷丸对其疲劳性能的影响规律，发现喷丸后的试样疲劳极限分别提高了33.5%和22.2%，缺口敏感性下降了48%。田凯等[7]采用激光冲击/机械喷丸复合强化对TC4钛合金薄壁试样进行表面处理，发现相比未强化的FOD和无FOD试样，复合强化FOD试样的平均疲劳寿命分别提高了370%和60%，复合强化后在试样表层形成了深层残余压应力场（厚度500μm）。通过以上的研究发现可通过一定的后续强化加工工艺进一步地改善材料的抗疲劳性能。但传统的喷丸加工存在加工精度低、材料应用有限等问题，而超声表面滚压可以实现更高的加工精度、更广的材料兼容范围和更加显著的性能提高等。本文主要研究超声表面滚压（USR）对HIP法制备TC4钛合金的疲劳性能影响，期望能为钛合金电机转子的疲劳性能研究提供一定参考。
1、试验与方法
1.1试验材料和方法
试验对象为采用热等静压技术制备的TC4钛合金棒件，其尺寸为40mm（直径）×500mm（长度），致密度为99.8%。HIP制备试件的参数是真空度为10~5Pa、温度为850°C、时间为3h，并随炉冷却。采用HK30C型超声波表面强化装置对棒材进行强化处理，加工示意图见图1，加工参数见表1。
表 1 超声表面滚压（USR）处理参数
| 项目 | 数值 |
| 压力 | 900 N |
| 频率 | 30 kHz |
| 振幅 | 10 μm |
| 主轴转速 | 200 r·min⁻¹ |
| 进给量 | 0.05 mm·r⁻¹ |
1.2结构表征及性能测试
利用扫描电子显微镜（Quanta200FEG型）和射透电子显微镜（TECNAIG2S-TWINF20型）对试样的微观结构变化进行表征。用MVS-1000Z型硬度计（载荷0.5N，持续时间10s）测得试样的显微硬度值，用BMT专家级测量系统（测量速度0.1mm/s，最小步长0.5μm）测量试样的表面粗糙度。采用sin2ψ方法，用RigakuⅡ衍射仪测得试样的残余应力。采用SANSE45万能试验机，以20mm/min的速度测得试样的拉伸性能。在室温下，利用QBWP旋转弯曲机以100Hz的循环频率对USR处理前后的试件进行应力控制旋转弯曲疲劳试验，疲劳试样尺寸见图2。
2、结果与讨论
2.1微观结构
USR处理前后的TC4钛合金截面扫描电镜（SEM）图像见图3。与未处理试样相比（图3a），经USR处理试样（图3b）的上表层有明显的塑性变形，变形层厚度约为35μm，且α和β相变的弯曲、材料变形方向与滚压头进给方向一致。USR处理有效促进了材料表层组成相的细化，增加了材料表面改性层中的位错密度[8]，且在相对致密的材料塑性变形层中无明显的大孔洞，这主要归功于高频的超声振动增加了材料表层的致密度，闭合了材料表面改性层中的微观孔隙或微小裂纹。β相由于其自身的晶格结构（bcc），易于产生塑形变形并被细化；而α相为密排六方晶格结构（hcp），相对于β相具有较少的滑移系统，所以在变形过程中β相被逐渐挤压进α相，二者之间无明显的界限。众所周知，材料的塑性变形层与其微观结构和力学性能有很强的相关性[9]。随着材料深度的增加，材料的塑性变形程度逐渐减小，说明超声振动的能量逐渐减弱，已不具备增加材料塑性变形的能力。
试样截面的射透显微（TEM）图像如图4所示。在图4a中，材料表面改性层晶粒多为等轴状，取向随机且没有明显晶界。在相应的选择区域电子衍射图中，区域1显示了一些不连续的圆弧衍射花样，这说明材料表层被明显细化，且晶粒和亚晶粒共存。在晶粒内部和边界处存在一些密集的位错缠结区域且分布较均匀，这些位错提供了高密度的应变能。同时一些大角度的晶界处，细小的晶界可以利用增加的位错应变能，通过位错的湮灭、积累和重排的方式形成，从而有利于亚晶粒的产生。随着应变能和应变速率的增加，位错缠结将转变为亚边界。因此，细化的晶粒将在亚边界的交叉处形成。
如图4b所示，位错密度较为集中，面积明显增加且有些位错呈现细条状。一般来说，位错缠结的形成是复杂的，主要是相互缠结造成的。材料的塑性变形可通过在距离被处理表面不同深度的位错运动来完成，位错分布越均匀，材料的塑性变形性能越好，说明材料的塑性变形随着深度的增加在逐渐变小且变得不再均匀。一旦位错在某些滑移面遇到障碍物，位错就会发生弯曲，那里的位错密度会相应增大，产生位错缠结[10]。区域2的电子衍射图显示为规则的点阵排列，说明所选区域仅包含单个晶粒，此处已经没有晶粒细化效果，主要以材料的塑性变形为主，同时可以增加材料的致密度。
2.2XRD衍射分析和残余应力
为进一步分析TC4合金组成相的变化情况，对USR处理前后的试样进行了X射线衍射测量，以评估USR处理在材料表层加工强化的效果[11]。由图5可见，USR处理显著改善了α-Ti（101、102和103）的衍射峰宽度，一般XRD衍射峰宽度主要受晶粒尺寸和应力的影响，这也间接说明材料经USR处理后具有较好的晶粒细化效果和较大的应力值。经测量发现，USR处理后，在试样的表面引入的最大残余压应力高达-1173MPa，明显高于切削试样产生的残余压应力（-483MPa）。
一般材料表面的高残余压应力与其表面显微硬度值密切相关，这有利于提高材料表面抗损伤能力[12]。另外，衍射峰宽度的增加也表明了位错密度或晶格应变的增加。众所周知，随着距离材料表面深度的增加，残余压应力值会逐渐减小。而残余压应力主要来自于材料经历强化加工后不均匀的弹塑性变形，USR处理后试样表面的残余压应力值明显增大，这表明材料表层的塑性变形应归因于大量位错的产生，因此可推断残余压应力延伸到位错产生区对应的深度[13]。USR处理在材料表层引入的残余压应力可减少和消除材料表面的任何残余或随后施加的拉应力，而大多数疲劳失效都是在表面应力处于拉伸状态时，开始或接近表面拉应力逐渐产生的。因此通过降低材料表面或其附近的净拉应力，可以延缓疲劳裂纹的产生或形成，提高构件的疲劳寿命[14]。
2.3表面粗糙度和力学性能
在载荷为900N的条件下进行USR处理，利用高频超声冲击,可将切削加工产生的凸凹峰碾压平整，得到的最小表面粗糙度为Ra0.13μm，几乎是未处理试样表面粗糙度（Ra0.79μm）的六分之一。因此，经USR处理后的试样表面比较光滑，可有效避免应力集中。同时，经USR处理，材料的表面显微硬度由最初的325HV提高到436HV。这应归因于材料表层具有较厚的塑性变形层，良好的晶粒细化和加工硬化效应，遵循了Hall-Petch关系，以及材料表层USR引入的较大的残余压应力。这些因素增加了材料在显微硬度测量过程中的抗变形能力，并且高表面硬度可以改善机械表面损伤的状况[15]。然而，由于材料固有的特性，提高材料表面硬度的物理强化工艺在环境温度下的作用非常有限。USR处理后的最大硬化层深度约为55μm，这与材料塑性变形层的厚度基本一致。在USR处理过程中，滚动头将超声振动能量传递到材料表面改性层。一方面，材料表层发生明显的塑性变形；另一方面，材料表层的材料密度也会增加。这也解释了材料硬化层深度大于材料塑性变形厚度的原因。深的表面硬化层和良好的晶粒细化效果可以改变或延缓表面微裂纹的形成，提高材料的拉伸和疲劳性能。
图6展示了TC4试样在拉伸测试过程中的应力-应变曲线。可见，试样经USR处理后，其极限抗拉强度从初始的963MPa提高到990MPa，伸长率和收缩率分别为19%和51.7%。相比之下，未经处理试样的伸长率和面积收缩率分别为22%和41.7%。因此，与未经处理的试样相比，经USR处理的试样具有良好的拉伸性能。主要原因如下：USR处理在材料表面或表面附近形成了一层高强度的残余压应力层；材料表面改性层产生了密集的位错，增加了材料表层的应变能。众所周知，高密度位错的相互作用可提高材料的屈服强度，而残余压应力可抑制沿晶/相界裂纹的萌生和扩展，减少晶间断裂[16]。根据Hall-Petch方程，材料的屈服强度也与晶粒尺寸有关，且随着晶粒尺寸的减小而逐渐增大[17]。因此，USR处理后试样的细晶改性层可以阻止表面微裂纹的形成，而拉伸裂纹的初始点主要来源于材料内部，并在拉伸过程中产生瞬断。
2.4疲劳性能
如图7所示，对比USR处理的试样和未处理试样的应力-寿命（WöhlerS-N）曲线，发现USR处理显著提高了材料的疲劳强度、延长了材料的疲劳寿命。特别是在应力疲劳（高周疲劳）状态下，与未处理试样的465MPa循环应力相比，经过107次循环后，USR处理试样的疲劳强度提高到560MPa，增加约25%，疲劳寿命增加了三个数量级。随着施加循环应力的增加，试样的疲劳寿命逐渐减小，但USR处理试样的疲劳寿命仍为未处理试样的3倍。在低周疲劳状态下，TC4试样呈现出不同的斜率。USR处理试样的曲线变得更平坦，表明该试样具有更高的抵抗超应力能力。此外，与未处理的试样相比，USR处理试样受到表面强化层的作用，对微塑性变形的抵抗能力更强。
经疲劳试验后的TC4试样断口形貌见图8。未处理试样在450MPa循环应力作用下，其疲劳裂纹初始点产生于试样表面（图8a），且断口形态可分为三个裂纹扩展区。其中，区域1为裂纹萌生区，其产生的主要原因是循环应力作用下的应力集中，裂纹顺着晶内滑移面或与施加应力相适应的晶界沿晶体学方向扩展，断口表面主要表现为解理和粗台阶；区域2是稳定裂纹扩展区，疲劳裂纹在循环应力作用下逐渐扩展且有明显的裂纹扩展条纹；区域3是裂纹的加速扩展区，一旦裂纹扩展到达该区域，表示试样即将断裂，而试样最终的断裂表现为韧窝的形核、聚集和生长。一般来说，α相-片层的滑移面或晶粒间的界面是最常见的裂纹萌生位置部位[19]。因此，在450MPa循环应力作用下，未处理试样的疲劳断裂过程由最初的脆性断裂逐渐转变为最终的韧性断裂。
对于USR处理的试样，由于材料表面硬化层的存在，疲劳裂纹的初始点向试样内部区域移动，如图8b所示，到材料表面的距离为h（约500μm），该区域未在残余压应力场作用之下。可见，疲劳裂纹从区域1逐渐向材料表面和区域2和区域3延伸，并且材料表层的断裂面较光滑，这说明USR处理在表面表层产生的残余压应力、应变强化、晶粒细化等有效地防止了微裂纹的产生。α-相滑移面仍是区域1主要非裂纹初始点位置。
如图8c所示，从裂纹初始点断口表面可观察到许多细小的解理条纹（黑色箭头），且条纹方向相同，还伴有几个光滑的断裂面（白色箭头），这些解理条纹和断裂面分别由穿晶断裂和沿晶断裂形成，这也说明裂纹初始位置主要为塑性断裂和脆性断裂的结合。这些裂纹按区域1~区域3的顺序逐渐扩展，直至试样断裂，并且图8b中的区域2和区域3，具有与图8a所示的相似结构。
当循环应力增加到700MPa时，未处理试样展的裂纹初始位置明显较多（图8d），且区域3相对变大。此外，断口边缘有一些较宽的撕裂条纹，这应该归因于大的循环应力加速了试样表面裂纹初始位置的增加，从而导致试样产生了较多的疲劳裂纹，并快速断裂。
此外，材料内部的残余孔隙对裂纹扩展也有显著影响。如图8e所示，USR处理试样的裂纹初始位置也明显增加，并转移到材料表面，并且试样的断口较平坦，这主要是因为施加在材料表面的高循环应力产生了较大的应力集中。但是，裂纹的初始位置仍然偏少，并且材料表面改性层中的撕裂条纹相对较小，这个是因为表面改性层阻止了裂纹的扩展。USR处理的试样在区域2和区域3的断裂面与未处理试样相似，逐渐从脆性断裂过渡到韧性断裂。一般平面滑移材料的疲劳极限随晶粒尺寸的减小而增大且遵循Hall-Petch关系。众所周知，越是随机取向的微观组织，由裂纹分支和挠曲而导致的裂纹扩展速率越低，疲劳强度/寿命越好[18]。综上所述，超声表面滚压工艺可以有效地改善钛合金转子的抗疲劳性能。
3、结论
本文研究了超声表面滚压工艺对热等静压制备的TC4合金的微观结构和疲劳性能的影响，得到以下结论：
（1）利用USR对HIPTC4合金进行了表面强化处理，发现材料表面改性层的晶粒被明显细化，并伴有致密的位错，显微硬度和残余压应力数值分别提高到435HV和-1173MPa，极限抗拉强度增加到990MPa。
（2）在107次高周循环条件下，USR处理试样相对于未处理试样，其疲劳强度（560MPa）增加约25%。而在700MPa循环应力作用下，USR处理试样的疲劳寿命是未处理试样的3倍。这主要应归咎于材料表层显微硬度和压残余应力的增加、表面粗糙度的降低、晶粒细化和微孔愈合的综合作用。
（3）与未处理的试样相比，经USR处理的试样表现出不同的疲劳断裂形貌。裂纹起裂点位于压残余应力场以下的区域，并逐渐向外向内扩展，裂纹起始点距离材料表面有一个较大的过渡层。随着循环应力的增加（700MPa），初始裂纹点转移到材料表面，但数量仍少于未处理试样。
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（注，原文标题：超声表面滚压对热等静压法制备的TC4合金疲劳性能影响）
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