激光喷丸搭接率对300M钢组织和性能的影响.pdf

对 300M 钢进行不同搭接率的激光喷丸处理,借助扫描电镜、透射电镜、X 射线衍射仪及三维表面形貌仪等研究了不同激光喷丸搭接率下 300M 钢组织和性能的变化规律。结果表明:激光喷丸使 300M 钢表层形成了梯度纳米结构,表层针状回火马氏体破碎形成纳米晶,局部区域产生非晶化转变,亚表层组织产生一定塑性变形,形成大量的位错及孪晶等晶体缺陷,芯部仍保留着针状回火马氏体结构。由于激光光斑能量固有的空间高斯分布特征,300M 钢表面发生物质流动形成冲击凹坑,并产生大量的表面微裂纹。随搭接率的增加,激光喷丸 300M 钢的表面粗糙度降低,表层强化区域增加,表层晶粒尺寸减小。激光喷丸处理提高了 300M 钢的强度和塑性,且表层断口形貌特征向韧-脆混合型断裂转变。关键词:300M 钢;激光喷丸;搭接率;梯度纳米结构;微观组织;力学性能中图分类号:TG178文献标志码:A0 引言起落架是飞机服役过程中最易失效的零部件之一,恶劣的服役环境致使选用的起落架材料必须具有高的强韧性、优良的抗疲劳及抗应力腐蚀性能,300M 钢因其良好的综合力学性能已成为当前应用最为广泛的飞机起落架用钢1-3。因此,对 300M 钢进行表面强化处理以提高飞机起落架的使用寿命和综合力学性能具有重要的现实意义。传统的表面强化处理方式,如喷丸等,虽应用广泛且具有一定的强化效果,但其处理后的工件仍存在强化层较浅、强化均匀性较差等缺点4-6,限制了其在起落架等高端装备上的应用。激光喷丸作为一种新型的表面强化技术,可通过激光束产生的高能冲击波使材料表面形成较深的梯度纳米结构,其产生的残余压应力较传统的喷丸处理提高了 10 倍以上,且其强化均匀性较高,在高端装备制造领域具有良好的应用前景7-9。基于激光喷丸技术的优良效果,国内外学者纷纷将激光喷丸应用在不同材料的表面处理中,并取得了一定的研究成果。文献10对 866 马氏体不锈钢进行了多道次的激光喷丸处理,观察到材料表层产生了高密度的位错缠结,在回火过程中位错不断运动和重排,形成了大量的纳米析出相。随着冲击次数增加,表面残余压应力也随之增加。经高温回火后,其残余压应力大幅下降,热稳定性增强。文献11对 42CrMo 钢进行了不同脉冲能量的激光喷丸处理,发现随着冲击能量的升高,42CrMo 钢的塑性变形量增加,激光冲击所形成的微凹坑深度逐渐增加,表面硬度和残余压应力也逐渐增大。经激光喷丸处理后,42CrMo 钢中的板条马氏体尺寸变小,分布更加均匀,其屈服强度也显著增加。文献12对 304L 不锈钢进行了激光喷丸处理,得到了厚度大于 1 mm 的残余压应力层,晶间腐蚀试验表明经激光喷丸处理的 304L 不锈钢的晶间腐蚀速率略快于未喷丸处理的试样。经激光喷丸后,材料的晶界面积增大,抗晶间腐蚀能力降低,而 Al 涂层对耐蚀性无影响。文献13通过数值模拟的方式第 5 期张志勇,等:激光喷丸搭接率对 300M 钢组织和性能的影响建立了激光喷丸处理后材料内部残余应力场的有限元模型,分析结果表明冲击次数的增加会使残余压应力的大小和深度增加。通过对不同道次激光喷丸处理 316L 不锈钢的疲劳裂纹扩展试验,发现随着冲击次数的增加,疲劳裂纹扩展速率大幅降低,材料的疲劳寿命显著提升。综上所述,激光喷丸处理可使材料表面产生一定厚度的强化层,形成残余压应力,提高材料的力学性能、抗疲劳及抗腐蚀性能。然而,上述研究都仅限于强度 1 500 MPa 以下的低强度钢,对于激光喷丸处理 300M 高强钢(大于 1 800 MPa)的研究仍鲜有报道。本文通过对 300M 钢进行不同搭接率的激光喷丸处理,研究了其表面形貌和微观组织的变化规律,以期为激光喷丸技术在 300M 钢飞机起落架的应用提供技术参考。1 试验材料与试验方法1.1试验材料及热处理 研究选用商用 300M 钢作为试验材料,其化学成分如表 1 所示。试验前需对 300M 钢棒料进行热处理,热处理工艺流程为:用箱式电阻炉将 80 mm200 mm 棒料加热至 870 ,保温 1 h 油淬,随后进行2 次 300 保温 2 h 的回火处理。热处理后材料的组织状态为针状的回火马氏体。表 1 300M 钢的化学成分%w(C)w(Si)w(Mn)w(Cr)w(Ni)w(Mo)w(V)w(Fe)0.410.461.451.800.650.900.650.951.62.00.30.40.050.10余量1.2试验方法采用 DK7735 型线切割机床将 300M 钢棒料加工成 200 mm60 mm4 mm 板状试样,并进行机械抛光去除表面油脂和杂质。将制备好的板状试样分为 3 组,分别进行搭接率为 25%、50%、75%的激光喷图 1激光喷丸原理图丸处理。搭接率描述了激光喷丸过程中相邻激光光斑之间的相互重叠程度,其定义为相邻激光光斑间的搭接宽度与单激光光斑宽度之比。激光发生器型号为 YD60-M165,激光脉冲波长 1 064 nm,脉冲宽度 20 ns,频率 3 Hz,冲击能量 7 J,光斑直径 3 mm。使用厚度为 12 mm 的超纯水和厚度为 0.12 mm 的黑色胶带分别作为约束层和吸收层。激光喷丸原理图如图 1 所示,在激光喷丸过程中,吸收层吸收激光脉冲的能量,然后迅速蒸发,产生大量致密的高温高压等离子体,并将等离子体限制在样品和约束层之间。约束层吸收等离子体能量后迅速爆炸,产生高能冲击波。在高能冲击波的作用下,试样表面发生严重塑性变形,形成一定厚度的梯度纳米结构。从激光喷丸处理后的试样中切割 20 mm20 mm 的小片试样,超声清洗 10 min 以去除表面污染物。干燥后,用 JSM-IT200 型扫描电子显微镜(scanning electron microscope,SEM)观察表面形貌,加速电压20 kV。采用 Nanovea HS1000P 型三维表面形貌仪测量三维表面粗糙度(Sa)。采用 D8 ADVANCE 型 X射线衍射仪进行物相分析(X-ray diffraction,XRD),靶材为 Mo 靶,步长为 0.02,角度为 40 100。将试样的横截面逐级抛光后,使用 4%(体积分数)的硝酸乙醇溶液蚀刻 3 5 s,然后清洗和干燥,使用JSM-IT200 型扫描电子显微镜进行微观组织观察。在激光喷丸表层及距离表面 100 m 亚表层取小片状样品,机械研磨至 50 m 厚,冲孔出 3 mm 的圆片,随后用 Gatan 691 型离子减薄仪进行减薄至穿孔,然后在 JEM-2010 型透射电镜(transmission electron microscope,TEM)的样品室中抽真空,进行特定位置的微观结构表征。71图 2拉伸试样尺寸图(单位:mm)在激光喷丸及未处理板材上线切割出如图 2 所示的准静态拉伸试样,每组处理状态各 5 个试样,结果取 5 个试样的平均值。在 Instron5587 型拉伸试验机 上以 0.5 mm/min 的加载速度对各组试样进行准静态拉伸试验以测试其力学性能,对测得的屈服强度、抗拉强度及伸长率进行统计并绘图,以反映其变化趋势。拉伸断裂后,对各组试样的拉伸断口进行清洗并烘干,通过 JSM-IT200 型扫描电子显微镜观察其断口形貌特征。2 试验结果及分析2.1表面形貌2.1.1表面微裂纹 300M 钢激光喷丸不同搭接率下的表面形貌特征如图 3 所示。从图 3a 中可以看出:未经激光喷丸的300M 钢试样表面仅有磨屑加工产生的磨削划痕,呈非交叉流线特征,并无微裂纹存在。经激光喷丸处理后,300M 钢试样表面的划痕被压平变浅,并产生了表面微裂纹,如图 3b3d 所示。这是由于在激光喷丸过程中,高能冲击波对 300M 钢表面施加了较大的压应力,使粗糙的表面组织发生塑性变形。同时,由于激光光斑能量固有的空间高斯分布特征14-15,使得 300M 钢试样激光脉冲中心的塑性变形大于其周围区域的塑性变形,表面不协调的塑性变形导致了局部区域应力集中,从而诱导表面微裂纹的萌生和扩展。在搭接率 25%激光喷丸处理后,300M 钢表面微裂纹呈现出细长弧形,如图 3b。随着搭接率的增加,激光光斑交错叠加越严重,使 300M 钢表面微裂纹交错发展,且密度显著增加,如图 3c 和图 3d 所示。(a)未经激光喷丸(b)激光喷丸搭接率 25%(c)激光喷丸搭接率 50%(d)激光喷丸搭接率 75%图 3 300M 钢激光喷丸不同搭接率下的表面形貌特征81河 南 科 技 大 学 学 报(自 然 科 学 版)2023 年第 5 期张志勇,等:激光喷丸搭接率对 300M 钢组织和性能的影响2.1.2表面粗糙度 300M 钢激光喷丸不同搭接率下的表面三维形貌和表面粗糙度如图 4 所示。从图 4a 中可以看出,未经激光喷丸的 300M 钢试样表面呈现出流线形的磨削划痕,其三维表面粗糙度 Sa 为 1.27 m。经激光喷丸处理后,由于激光光斑能量固有的空间高斯分布特征,300M 钢表面塑性变形不均匀,发生从激光脉冲中心到边缘的物质流动,导致材料在光斑边缘区域积聚,并在光斑中心形成材料耗尽区域,呈现出冲击凹坑状的表面形貌,如图 4b 图 4d。类似的表面凹坑变形在文献14对 TC17 钛合金的激光喷丸试验中也有发现。经激光喷丸处理后,300M 钢的三维表面粗糙度 Sa 下降。这是由于在激光喷丸过程中,高能冲击波使 300M 钢表面的划痕和毛刺挤压变形,表面平整度提高。不同搭接率对激光喷丸300M 钢的三维表面形貌和表面粗糙度也有一定的影响。当搭接率为 25%时,激光光斑的面密度不高,产生的凹坑连续性较差,呈现出一个个中间低四周高的小坑状,试样的三维表面粗糙度 Sa 为 1.22 m,如图 4b 所示。随着搭接率提高,激光光斑的面密度增加,300M 钢表面的塑性变形更加均匀,冲击凹坑间距减小,凹坑相互连接呈凹谷状,三维表面粗糙度随之降低,如图 4c 和 4d 所示。当搭接率达 75%时,激光喷丸 300M 钢的三维表面粗糙度 Sa 可达 0.93 m。激光喷丸 300M 钢表面粗糙度随搭接率的变化趋势与文献16的有限元模拟分析结果相吻合。(a)未经激光喷丸,Sa=1.24 m(b)激光喷丸搭接率 25%,Sa=1.22 m(c)激光喷丸搭接率 50%,Sa=0.99 m(d)激光喷丸搭接率 75%,Sa=0.93 m图 4 300M 钢激光喷丸不同搭接率下的表面三维形貌和表面粗糙度912.2微观组织分析2.2.1SEM 观察 300M 钢激光喷丸不同搭接率下与激光运动方向垂直截面微观组织形貌的 SEM 照片如图 5 所示。从图 5a 中可以看出:未经激光喷丸的 300M 钢试样的微观组织为针状回火马氏体,在表面及芯部的组织结构完全相同。经激光喷丸处理后,高能冲击波使 300M 钢表层组织发生严重塑性变形,且严重塑性变形层(severe plastic deformation,SPD)厚度随着搭接率的增加逐渐由 18.8 m 提升至 34.4 m。同时,高能冲击波使 300M 钢表层组织沿深度方向形成了形变织构,针状的回火马氏体结构破碎,晶粒尺寸大幅降低。随着距离表面深度的增加,冲击波能量不断被组织结构吸收耗散而逐渐衰减,300M 钢亚表层的塑性应变程度也逐渐降低,晶粒细化程度随之降低,从而使 300M 钢由表及里的组织结构呈梯度分布,如图 5b 所示。文献17在激光喷丸 AISI 420 钢中也观察到了类似梯度变化的微观组织结构特征。不同搭接率对激光喷丸 300M 钢的微观组织也具有一定的影响,如图 5b 图 5d。由于激光光斑能量固有的空间高斯分布特征,搭接率越大,表层塑性变形程度越均匀,同时高的激光搭接率也使表层晶粒细化程度提高,表面细晶层深度也略有增加。(a)未经激光喷丸(b)激光喷丸搭接率 25%(c)激光喷丸搭接率 50%(d)激光喷丸搭接率 75%图 5 300M 钢激光喷丸不同搭接率下与激光运动方向垂直截面微观组织形貌的 SEM 照片2.2.2TEM 观察 激光喷丸搭接率 50%的 300M 钢表层和亚表层微观组织的 TEM 照片如图 6 所示。从图 6a 和 6b 可以看出:经激光喷丸处理后的 300M 钢表层的针状回火马氏体结构已充分破碎细化形成纳米晶,其选区电子衍射花样呈环状。这是由于在高能冲击波的作用下,300M 钢表层组织产生严重塑性变形,较大的应变速率促进表层晶粒发生纳米化转变。同时,在 300M 钢表层局部区域,由于激光光斑能量固有的空间高斯分布特征,部分区域会承受更高的冲击压力,组织结构发生非晶化转变,呈现出晕环状的非晶衍射花样,如图 6c 所示。文献18在激光喷丸 TC11 钛合金中也发现了厚度约为 10 nm 的非晶层及晕环状的衍射花样。非晶化现象通常被认为是晶粒细化的极端情况,在塑性变形过程中晶粒实现非晶化往02河 南 科 技 大 学 学 报(自 然 科 学 版)2023 年第 5 期张志勇,等:激光喷丸搭接率对 300M 钢组织和性能的影响往需要很高的冲击压力,在较高的冲击压力的作用下晶体能量变得不稳定,当晶体自由能高于非晶自由能时,晶相将会发生非晶化转变19。在激光喷丸过程中,高能激光束引发的等离子爆炸冲击波会产生高达 2 GPa 以上的冲击压力,使 300M 钢表面发生超高应变速率的塑性变形,导致晶格缺陷(如高密度位错和孪晶等)的积累和化学无序的产生,系统自由能增加,当晶相自由能高于非晶化临界值时,300M钢试样表层产生非晶化现象。图 6d 为激光喷丸 300M 钢距离表面 100 m 亚表层微观组织的 TEM 图像。在激光喷丸过程中,冲击波能量被 300M 钢表层组织结构大量地吸收耗散,达到亚表层时已不足以使针状回火马氏体结构破碎,仅能产生一定的塑性变形。亚表层晶粒中的位错大量增殖并交互作用,缠绕塞积形成位错塞积群,部分区域变形能量较高形成了形变孪晶,如图 6d 所示。文献20在激光喷丸AISI 321 钢中也同样发现了在亚表层产生的形变孪晶结构。300M 钢表层与亚表层具有不同的变形模式。在激光喷丸过程中,表层材料承受极高的冲击载荷作用,导致表层组织以极高的应变速率进行塑性变形,此时多个孪晶系统同时活动,极端的晶粒细化使孪晶难以存留。随着冲击波深入材料内部,冲击载荷急剧降低,亚表层组织应变速率也大幅降低,此时的塑性变形只由单个孪晶系统主导,形变孪晶出现。(a)表层微观组织明场相(b)表层微观组织暗场相(c)表层局部区域非晶化(d)亚表层位错和孪晶图 6激光喷丸后 300M 钢表层和亚表层微观组织的 TEM 照片2.2.3XRD 分析 300M 钢激光喷丸不同搭接率下的 XRD 图谱如图 7 所示。从图 7 中可以看出:经激光喷丸处理的300M 钢试样与未处理试样的 X 射线衍射峰对应的晶面指数相同,仅有(110)、(200)和(211)3 个衍射峰,无新的衍射峰出现,这表明激光喷丸未引起 300M 钢相变或新相产生。但激光喷丸 300M 钢试样的X 射线衍射峰强度较未处理试样显著降低,半峰宽增加,这是由于在高能冲击波作用下,300M 钢表层晶粒极致细化成纳米晶,局部区域发生非晶化转变,使 X 射线衍射的反射波叠加次数减少,反射角度变宽,导致衍射峰强度降低,半峰宽增加。表层晶粒纳米化及非晶化转变导致的 X 射线衍射峰宽化现象12在 TC11 钢和 TC6 钛合金的激光喷丸试样中也有发现19,21。对激光喷丸前后试样(110)晶面对应的衍射峰进行观察可以看出,经激光喷丸处理后,300M 钢试样的衍射峰向右有略微偏移,衍射角增大。这是由于高能冲击波使 300M 钢表层晶粒变形产生晶格畸变,晶格系数减小,表层产生的残余压应力促使晶格各向异性收缩,导致衍射峰向右偏移。文献22对激光喷丸 6061-T6 铝合金的 XRD 分析中也观察到X 射线衍射峰右移的现象。通过德拜-谢勒(Debye-Scherrer)公式23计算,可得 300M 钢激光喷丸搭接率分别为 25%、50%和 75%时,其表层平均晶粒尺寸分别为 10.9 nm、10.7 nm 和 10.3 nm。激光喷丸搭接率越高,300M 钢表层的马氏体结构破碎越充分,表层平均晶粒尺寸越细小。2.3力学性能分析2.3.1强度和塑性 300M 钢激光喷丸不同搭接率下的拉伸性能如图 8 所示。未经激光喷丸的 300M 钢的屈服强度为1 511 MPa,抗拉强度为 1 815 MPa,伸长率为 11.8%。从图 8 中可以看出:激光喷丸可以显著提高 300M钢的强度和塑性,且随着搭接率的提高,300M 钢的强度和塑性也随之提高。当搭接率提高到 75%时,300M 钢的屈服强度、抗拉强度和伸长率分别增加到 1 668 MPa、1 940 MPa 和 12.9%,增幅分别为10.4%、6.9%和 9.3%。在激光喷丸过程中,高能冲击波使 300M 钢表层组织形成高幅值的残余压应力,残余压应力抑制了拉伸过程中裂纹的产生和扩展,降低了裂纹扩展的有效驱动力,从而使 300M 钢的强度和塑性提高24。同时,激光喷丸在 300M 钢表层构建梯度纳米结构,由表及里晶粒的连续梯度变化可以很好地发挥表层纳米晶的细晶强化效果和芯部粗晶组织的高拉伸应变能力,有效抑制拉伸变形过程中的应变集中和早期颈缩,延迟变形局域化及裂纹萌生扩展,使激光喷丸 300M 钢表现出良好的拉伸性能25。图 7 300M 钢激光喷丸不同搭接率下的 XRD 图谱图 8 300M 钢激光喷丸不同搭接率下的拉伸性能2.3.2断口形貌 300M 钢激光喷丸不同搭接率下的拉伸断口形貌如图 9 所示。未经激光喷丸的 300M 钢的拉伸断口呈现出大量的韧窝和部分孔洞,表现出韧性断裂特征,如图 9a 所示。经激光喷丸处理后,300M 钢表层形成深度超过 100 m 的表层强化区域,芯部仍保留着原始组织。激光喷丸 300M 钢拉伸断口中的表层强化区域韧窝较小,分布均匀,无明显的孔洞,并伴随有少量的解理面,芯部仍保留大量较深的韧窝和孔洞,表现出韧-脆混合型断裂特征,如图 9b 图 9d 所示。激光喷丸处理在 300M 钢表层构建梯度纳米结构,表面强化区域所形成的纳米晶结构及高密度位错和孪晶使其表层断口形貌向脆性断裂趋势转变,表层晶粒细化是激光喷丸处理试样断口形貌特征转变的主要因素26。激光搭接率对 300M 钢拉伸断口形貌中表层强化区域的深度和均匀性有显著的影响。随着搭接率的增加,300M 钢的表层强化区域平均深度也逐渐增加,分布均匀性也有所提高,如图 9b 图 9d 所示。22河 南 科 技 大 学 学 报(自 然 科 学 版)2023 年第 5 期张志勇,等:激光喷丸搭接率对 300M 钢组织和性能的影响(a)未经激光喷丸(b)激光喷丸搭接率 25%(c)激光喷丸搭接率 50%(d)激光喷丸搭接率 75%图 9 300M 钢激光喷丸不同搭接率下的拉伸断口形貌3 结论 (1)搭接率越高,激光喷丸 300M 钢的表面粗糙度越低。当搭接率达 75%时,其三维表面粗糙度 Sa降低至 0.93 m。(2)激光喷丸使 300M 钢表层形成了梯度纳米结构,局部区域出现了非晶化现象。亚表层组织则形成大量的位错和孪晶等缺陷,芯部仍保留原始的针状回火马氏体结构。搭接率越高,300M 钢的表层塑性变形程度越均匀,平均晶粒尺寸越小,强化层深度越深,搭接率达 75%时,其表层纳米晶平均晶粒尺寸细化至 10.3 nm 左右。(3)激光喷丸可以显著提升 300M 钢的力学性能。随着搭接率的增加,激光喷丸 300M 钢的强度和塑性均有所提高。当搭接率提高到 75%时,300M 钢的屈服强度、抗拉强度和伸长率分别增加到 1 668 MPa、1 940 MPa 和 12.9%。相应的断口形貌特征由韧性断裂向韧-脆混合型断裂转变。参考文献:1LIU F G,LIN X,YANG H O,et al.Effect of microstructure on the fatigue crack growth behavior of laser solid formed 300M steelJ.Materials science and engineering a,2017,695:258-264.2ZHAO W D,LIU D X,ZHANG X H,et al.Improving the fretting and corrosion fatigue performance of 300M ultra-high strength steel using the ultrasonic surface rolling processJ.International journal of fatigue,2018,121:30-38.3李洪波,杜敬霞,张艳姝,等.300M 高强钢起落架外筒锻件微观组织演变预测J.塑性工程学报,2015,22(5):1-7.4BAG A,LVESQUE M,BROCHU M.Effect of shot peening on short crack propagation in 300M 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ID:1672-6871(2023)05-0008-08Effect of Laser Shock Peening Lap Rate on Microstructure and Properties of 300M Steel(16)ZHANG Zhiyong1,SHI Ruxing1,2,YIN Litao2,3,PANG Qinghai2,3,Li Zhilong2,3,XIONG Yi4a,4b(1.CITIC Heavy Industries Co.,Ltd.,Luoyang 471039,China;2.Luoyang CITIC HIC Casting&Forging Co.,Ltd.,Luoyang 471039,China;3.State Key Laboratory of Intelligent Mining Heavy Equipment,Luoyang 471039,China;4a.School of Materials Science and Engineering;4b.Collaborative Innovation Center of Nonferrous Metals,Henan University of Science and Technology,Luoyang 471023,China)Abstract:The 300M steel was carried out to laser shock peening with different lap rate.And the microstructure and properties of it was studied by scanning electron microscope,transmission electron microscope,X-ray diffractometer and 3D surface topography instrument and other equipment.The results show that the gradient nanostructure of 300M steel surface is formed by laser shock peening.The surface acicular tempered martensite is broken to form nanocrystals,and even local amorphous.A large number of crystal defects such as dislocation and twins are formed in the subsurface microstructure due to plastic deformation.The core still retains the acicular tempered martensite structure.Due to the inherent spatial Gaussian distribution of laser spot energy,the surface of 300M steel produces material flow with impact pits,and produces a large number of microcracks.With the increase of lap rate,the surface roughness of 300M laser shock peening steel decreases,the surface strengthening area increases and the surface grain size decreases.Laser shock peening improves the strength and plasticity of 300M steel,and the surface fracture morphology tran