高強(qiáng)韌β鈦合金噴丸強(qiáng)化后表面完整性演變與疲勞失效機(jī)制研究——探究鑄鋼/陶瓷/復(fù)合噴丸對(duì)裂紋源位置的調(diào)控作用，為抗疲勞強(qiáng)化工藝制定提供理論支撐

鈦合金具有高強(qiáng)度?低密度?耐腐蝕及良好的疲勞性能等綜合優(yōu)異性能，已被廣泛應(yīng)用于航空航天等高端裝備?例如，在美國(guó) F–22 第四代主力戰(zhàn)機(jī)中，鈦合金的質(zhì)量占比為 41%[1–3]?Ti–6Al–4V (TC4) 作為中等強(qiáng)度的鈦合金 (強(qiáng)度 900 MPa), 是目前工程應(yīng)用中最廣泛的鈦合金材料，其用量約占鈦合金總應(yīng)用量的 65%[4]?隨著航空航天事業(yè)的迅速發(fā)展，飛行器用結(jié)構(gòu)材料對(duì)高強(qiáng)鈦合金提出了明確需求?然而，與結(jié)構(gòu)鋼等金屬材料相比，鈦合金具有較高的缺口應(yīng)力集中敏感性，容易發(fā)生疲勞裂紋萌生，最終導(dǎo)致疲勞斷裂失效 [5]?高強(qiáng)度鈦合金缺口敏感性更大，其斷裂韌度與抗裂紋擴(kuò)展性能通常隨著強(qiáng)度的升高而下降?因此，高強(qiáng)鈦合金需要滿足強(qiáng)度與韌性的匹配，才能在應(yīng)用中提高飛機(jī)零件的結(jié)構(gòu)效率，實(shí)現(xiàn)更大的減重效果?與等強(qiáng)度的 α 或 α/β 鈦合金相比，β 鈦合金有優(yōu)良的斷裂韌性和抗疲勞性能 [6]?因此，β 鈦合金在航空航天領(lǐng)域的應(yīng)用日益廣泛，在軍 / 民用飛機(jī)結(jié)構(gòu)中扮演著愈發(fā)重要的角色 [7]?

噴丸強(qiáng)化是一種表面塑性變形技術(shù)，能夠高效提升金屬材料疲勞極限，廣泛應(yīng)用于金屬承載結(jié)構(gòu)件的生產(chǎn)制造，如鈦合金發(fā)動(dòng)機(jī)葉片?鋁合金壁板蒙皮?合金鋼齒輪等 [8]?關(guān)于鈦合金噴丸強(qiáng)化，α+β 雙相鈦合金的研究報(bào)道較多，尤其是 TC4 鈦合金 (α+β 雙相合金 α 相為主)?Chen 等 [9] 采用濕噴丸對(duì) TC4 鈦合金進(jìn)行強(qiáng)化處理，使其拉–拉疲勞極限比初始試樣提高了 12.4%?噴丸處理能改善金屬材料的疲勞性能，這是由于彈丸撞擊使材料表面完整性發(fā)生改變，所引入的殘余壓應(yīng)力和表層組織變形有助于抑制裂紋的萌生與早期擴(kuò)展?Zhu 等 [10] 采用噴丸工藝在 TC4 表面形成殘余壓應(yīng)力層，降低了裂紋尖端的有效應(yīng)力強(qiáng)度因子范圍，使疲勞裂紋擴(kuò)展壽命提高了 52.6%~78.9%?噴丸強(qiáng)化效果與噴丸工藝密切相關(guān)，若噴丸強(qiáng)度太高或處理時(shí)間太長(zhǎng)，會(huì)造成材料損傷或出現(xiàn)過(guò)噴丸現(xiàn)象?卜嘉利等 [11] 研究發(fā)現(xiàn)，α+β 雙相 TC17 鈦合金的表面損傷敏感性較高，當(dāng)噴丸強(qiáng)度超過(guò) 0.35 mmN (約 0.1 mmA) 時(shí)，靶材表面出現(xiàn)脫層及微裂紋損傷，疲勞強(qiáng)化效果下降?徐松超等 [12] 對(duì) TC17 鈦合金進(jìn)行噴丸處理，當(dāng)強(qiáng)度增加到 0.50 mmN 時(shí)，靶材表層出現(xiàn)過(guò)噴丸現(xiàn)象，近表層的殘余應(yīng)力發(fā)生松弛，硬度值降低，微觀組織觀察發(fā)現(xiàn) α 相內(nèi)小角度晶界比例減少?近年來(lái)，隨著 β 鈦合金工程化應(yīng)用，相應(yīng)的表面強(qiáng)化研究受到行業(yè)人員關(guān)注?高玉魁 [4] 研究表明，Ti–10V–2Fe–3Al 近 β 鈦合金缺口試樣經(jīng)噴丸強(qiáng)化后，拉–拉疲勞強(qiáng)度從 313 MPa 提升至 403 MPa, 強(qiáng)化效果顯著?材料疲勞性能的提升，歸因于噴丸處理消除了工件表面機(jī)加工刀痕等不利因素，并引入了有利的殘余壓應(yīng)力 [13]?羅學(xué)昆等 [14] 的研究表明，噴丸強(qiáng)度對(duì) TB6 鈦合金的疲勞性能影響顯著，并發(fā)現(xiàn)噴丸強(qiáng)度過(guò)高時(shí)材料的表面粗糙度增加，導(dǎo)致 β 高強(qiáng)鈦合金疲勞性能強(qiáng)化效果降低?因此，每種材料的噴丸強(qiáng)化表面完整性演變規(guī)律不同，需要根據(jù)自身特征制定相應(yīng)的噴丸技術(shù)及工藝參數(shù)，以獲得更佳的抗疲勞強(qiáng)化效果?

本文以抗拉強(qiáng)度達(dá) 1355 MPa 的高強(qiáng)韌 β 鈦合金為研究對(duì)象，系統(tǒng)探究了噴丸強(qiáng)度?彈丸介質(zhì)及復(fù)合噴丸等工藝參數(shù)對(duì)其拉–拉疲勞壽命的影響，并通過(guò)噴丸強(qiáng)化前?后的表面完整性分析，揭示了試驗(yàn)件疲勞性能的改善機(jī)理與斷裂失效模式?

1、試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為高強(qiáng)韌 β 鈦合金，屈服強(qiáng)度為 1251 MPa, 抗拉強(qiáng)度為 1355 MPa, 斷后伸長(zhǎng)率為 6%, 沖擊韌性為26~30J/cm²?使用 X 射線熒光光譜儀 (日本島津公司) 檢測(cè)鈦合金化學(xué)成分，如表 1 所示?

表 1 高強(qiáng)韌鈦合金的化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù)) 

Table 1 Chemical composition of high-strength and high-toughness titanium alloy (mass fraction) %

采用鑄鋼丸和陶瓷丸兩種彈丸介質(zhì)對(duì)高強(qiáng)韌鈦合金試樣進(jìn)行噴丸強(qiáng)化處理?彈丸型號(hào)分別為陶瓷丸 AZB425 和鑄鋼丸 ASH230, 復(fù)合噴丸工藝：先采用鑄鋼丸進(jìn)行表面強(qiáng)化，后續(xù)采用陶瓷噴丸進(jìn)行表面強(qiáng)化，具體工藝參數(shù)如表 2~4 所示?

表 2 鑄鋼噴丸工藝參數(shù) 

Table 2 Shot peening process parameters for cast steel shot

表 3 陶瓷噴丸工藝參數(shù) 

Table 3 Shot peening process parameters for ceramic shot

表 4 復(fù)合噴丸工藝參數(shù) 

Table 4 Process parameters for composite shot peening

1.2 測(cè)試分析

測(cè)試表面完整性使用的試樣尺寸為 50 mm×40 mm×3 mm?在測(cè)試疲勞性能前對(duì)疲勞試樣統(tǒng)一進(jìn)行倒R=1 mm, 疲勞試樣尺寸見(jiàn)圖 1?

采用激光共聚焦顯微鏡 (中國(guó)奧林巴斯公司) 測(cè)量噴丸強(qiáng)化前?后試樣的表面粗糙度?采用 AutoMATE?II 型 X 射線應(yīng)力儀 (日本理學(xué)公司) 測(cè)試噴丸引起的殘余應(yīng)力?使用側(cè)傾法測(cè)試，具體的試驗(yàn)參數(shù)：衍射峰 142°?掃描范圍 136°~146°?掃描步距 0.05°?管電壓 40 kV?管電流 40 mA?衍射晶面 (213)?采用腐蝕法對(duì)試樣逐層測(cè)試殘余應(yīng)力，腐蝕劑配比為V（HF）:V（HNO₃）:V（H₂O）=1:2:47?

采用 QBG–300 高周疲勞試驗(yàn)機(jī) (長(zhǎng)春仟邦測(cè)試設(shè)備有限公司) 測(cè)試鈦合金試件的拉–拉疲勞性能，最大載荷為 780 MPa, 應(yīng)力比為 0.06?使用 SU5000 場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡 (中國(guó)普賽斯科技有限公司) 進(jìn)行斷口分析，確定斷口性質(zhì)及疲勞起源位置?

2、結(jié)果與討論

2.1 噴丸對(duì)表面完整性的影響

圖 2 為未噴丸試樣的表面形貌和表面二維輪廓曲線?從圖 2 (a) 可以看到，未噴丸試樣表面存在機(jī)加工處理后留下的平行刀痕，而且存在一些大的尖角，這些尖角容易引起局部應(yīng)力集中，促使疲勞裂紋萌生，對(duì)試樣的抗疲勞性能造成不利影響?從圖 2 (b) 中可見(jiàn)，表面二維輪廓曲線起伏劇烈?圖 3 為不同噴丸強(qiáng)度的鑄鋼噴丸試樣表面形貌，鑄鋼噴丸處理后平板試樣表面機(jī)加工刀痕基本消除，隨著噴丸強(qiáng)度的增加，表面彈坑深度和尺寸增大，但未觀察到噴丸強(qiáng)度過(guò)大而產(chǎn)生的微裂紋和脫層等缺陷，表明靶材具有良好的塑韌性?

圖 4 為陶瓷噴丸試樣的表面形貌?0.06 mmA 強(qiáng)度下噴丸表面機(jī)加工痕跡仍較重，噴丸強(qiáng)度增加到 0.15 mmA 時(shí)，機(jī)加工痕跡基本消除，但表面存在較多的粘著顆粒?經(jīng)能譜分析，顆粒為陶瓷丸碎屑，因?yàn)樘沾赏栎^鑄鋼丸脆性大，噴丸后更容易破碎?圖 5 為復(fù)合噴丸后試樣表面形貌?表面的機(jī)加工痕跡基本消除，但表面局部出現(xiàn)了脫層和褶皺現(xiàn)象，這是因?yàn)閺?fù)合噴丸處理中，靶材先承受了覆蓋率 200% 的鑄鋼丸沖擊，隨后又經(jīng)歷了覆蓋率 200% 的陶瓷丸撞擊，長(zhǎng)時(shí)間的彈丸沖擊累積導(dǎo)致表面損傷?

2.2 噴丸對(duì)粗糙度的影響

圖 6 為鑄鋼噴丸處理前?后的表面粗糙度?相比于原始試樣，經(jīng)噴丸處理后，試樣表面粗糙度隨著噴丸強(qiáng)度的增加先降低后升高?原始試樣粗糙度R_a=0.933 μm, 經(jīng) 0.11 mmA 強(qiáng)度鑄鋼噴丸作用后，R_a=0.713 μm, 在彈丸的沖擊下，試樣表面產(chǎn)生了塑性流變，彈丸將大部分加工條紋打磨平整?隨著噴丸強(qiáng)度增大，彈丸對(duì)于試樣表面的沖擊越強(qiáng)烈，彈坑尺寸增大，使得粗糙度也增大?在 0.22 mmA 噴丸強(qiáng)度下，R_a=0.935 μm, 超過(guò)原始試樣，0.25 mmA 強(qiáng)度下的表面粗糙度R_a增加到 1.224 μm?粗糙度較高的試樣表面更易產(chǎn)生應(yīng)力集中，誘發(fā)疲勞裂紋萌生，噴丸強(qiáng)度過(guò)大會(huì)對(duì)試樣抗疲勞性能產(chǎn)生不利影響 [15–16]?

圖 7 為鑄鋼噴丸?陶瓷噴丸和復(fù)合噴丸試樣的表面粗糙度值對(duì)比圖?在相同噴丸強(qiáng)度下 (0.15 mmA), 陶瓷噴丸試樣的表面粗糙度比鑄鋼丸噴丸低，因?yàn)樘沾赏杳芏容^小?沖擊能量低，對(duì)靶材表面撞擊力小?與單次鑄鋼噴丸相比，復(fù)合噴丸后的表面粗糙度值降低?鑄鋼噴丸在 0.15 mmA 噴丸強(qiáng)度下，表面粗糙度為 0.864 μm?進(jìn)行后續(xù)陶瓷彈丸復(fù)合處理后，表面粗糙度降為 0.642 μm (SZ1)?0.712 μm (SZ2)?這是因?yàn)槎螄娡枋褂玫奶沾蓮椡枇捷^小，對(duì)鑄鋼噴丸處理后試樣表面存在的凸起部分起到打磨的作用，使試樣表面平整化，表面粗糙度降低?

2.3 噴丸對(duì)殘余應(yīng)力場(chǎng)的影響

圖 8 為鑄鋼噴丸強(qiáng)化后平板試樣的殘余應(yīng)力值曲線?殘余應(yīng)力沿深度方向呈典型的對(duì)鉤狀分布，隨著噴丸強(qiáng)度增加，殘余應(yīng)力曲線向右下移動(dòng)，殘余應(yīng)力場(chǎng)深度為 250~280 μm?當(dāng)噴丸強(qiáng)度較低，為 0.11 mmA 時(shí)，鈦合金試件表面殘余應(yīng)力值為–591.1 MPa, 距離表面 25 μm 處為殘余應(yīng)力最大值，為–809.4 MPa, 隨著深度增加殘余壓應(yīng)力值不斷降低，在 300 μm 處變?yōu)闅堄嗬瓚?yīng)力，為 91.2 MPa?噴丸強(qiáng)度為 0.15 mmA 時(shí)，表面殘余壓應(yīng)力升高，為–829.9 MPa, 最大應(yīng)力值提高到–1017.6 MPa?噴丸強(qiáng)度增加至 0.22 mmA 時(shí)，表面殘余壓應(yīng)力降低為–526.9 MPa, 最大應(yīng)力值降低至–824.4 MPa, 近表層殘余應(yīng)力發(fā)生松弛?

圖 9 (a) 為單次 0.15 mmA 鑄鋼噴丸和陶瓷噴丸試樣的殘余應(yīng)力分布曲線?與噴丸強(qiáng)度為 0.15 mmA 鑄鋼噴丸相比，陶瓷噴丸引入的殘余應(yīng)力值小，這是由于鑄鋼丸密度和彈丸直徑更大，噴丸攜帶的能量高，能夠在材料表面形成較深且不均勻的塑性形變?圖 9 (b) 為復(fù)合噴丸后試樣殘余應(yīng)力分布圖，與單次鑄鋼噴丸表層殘余應(yīng)力相比，復(fù)合噴丸后殘余應(yīng)力整體發(fā)生松弛，表面殘余應(yīng)力和最大殘余應(yīng)力均降低?相比 S2, 試樣 SZ1 的表面殘余應(yīng)力由–829.9 MPa (單次鑄鋼) 降至–703.1 MPa, 最大殘余應(yīng)力由–1017.6 MPa (單次鑄鋼) 降至–852.4 MPa?

2.4 噴丸對(duì)顯微組織的影響

圖 10 為鑄鋼 0.15 mmA 強(qiáng)度噴丸后試樣的顯微組織圖?從圖 10 (a) 可以發(fā)現(xiàn)，該合金組織由等軸晶粒組成，晶粒的尺寸在 300~500 μm 之間，沒(méi)有觀察到表層晶粒細(xì)化現(xiàn)象?圖 10 (b) 為 KAM 圖，反映材料塑性變形程度，噴丸處理后在材料表層的 KAM 值沒(méi)有升高?圖 10 (c) 中表層小角度晶界 (綠色) 隨機(jī)分布，噴丸表層無(wú)小角度晶界聚集現(xiàn)象，這說(shuō)明噴丸處理后鈦合金組織內(nèi)部小角度晶界沒(méi)有明顯增加?高強(qiáng)韌 β 鈦合金為體心立方結(jié)構(gòu)，具有較高的層錯(cuò)能 [12], 噴丸后位錯(cuò)之間不易發(fā)生相互作用，所以噴丸后小角度晶界分布沒(méi)有顯著變化?

2.5 噴丸對(duì)疲勞性能的影響

2.5.1 疲勞壽命結(jié)果分析

圖 11 為鑄鋼噴丸試驗(yàn)件的拉–拉疲勞試驗(yàn)結(jié)果，疲勞試驗(yàn)最大載荷為 780 MPa, 應(yīng)力比為 0.06?原始態(tài)未噴丸試驗(yàn)件的平均壽命為2.49×10⁴ 次?隨著噴丸強(qiáng)度的增加平均疲勞壽命先增加后下降，噴丸強(qiáng)度為 0.15 mmA 時(shí)，強(qiáng)化效果最好，平均疲勞壽命為3.62×10⁶次，比未噴丸試樣提升了約 145.4 倍，個(gè)別試樣疲勞壽命達(dá)到10⁷次?此強(qiáng)度下，近表層殘余應(yīng)力達(dá)到最大，同時(shí)基本消除了機(jī)加工造成的劃痕，表面粗糙度也較原始試樣低，因此強(qiáng)化效果最佳?噴丸強(qiáng)度增高至 0.25 mmA 時(shí)，強(qiáng)化效果減弱，平均疲勞壽命降低，但仍遠(yuǎn)高于原始態(tài)，較原始態(tài)提高約 81.5 倍?疲勞強(qiáng)化效果減弱是由于近表層殘余應(yīng)力較 0.15 mmA 強(qiáng)度發(fā)生松弛 (圖 8)?同時(shí)噴丸強(qiáng)度過(guò)大導(dǎo)致表面粗糙度急速增加，產(chǎn)生應(yīng)力集中，促進(jìn)疲勞裂紋萌生，抗疲勞性能降低?

圖 12 為 0.15 mmA 鑄鋼噴丸和陶瓷噴丸試樣的平均疲勞壽命對(duì)比?Z1 試件陶瓷噴丸在 0.06 mmA 強(qiáng)度下，與 0.15 mmA 強(qiáng)度下的 S2 試件的平均壽命相近，疲勞壽命為3.62次?這是由于雖然 0.06 mmA 強(qiáng)度低，引入殘余壓應(yīng)力值較小，但可以顯著降低表面粗糙度?同等噴丸強(qiáng)度下 (0.15 mmA),Z2 試件陶瓷噴丸疲勞壽命為4.85×10⁶次，較鑄鋼噴丸高，這是由于雖然陶瓷的引入殘余壓應(yīng)力略低，但表面粗糙度顯著降低 (鑄鋼丸R_a=0.864 μm, 陶瓷丸R_a=0.705 μm, 表面粗糙度起到更重要作用?

圖 13 為 0.15 mmA 鑄鋼噴丸與復(fù)合噴丸處理后的疲勞壽命分布?復(fù)合噴丸工藝為在鑄鋼 0.15 mmA 強(qiáng)度預(yù)噴丸后進(jìn)行陶瓷噴丸?與單獨(dú)鑄鋼噴丸相比，復(fù)合噴丸件的疲勞性能降低，隨著后續(xù)復(fù)合噴丸的強(qiáng)度增加，疲勞壽命上升?當(dāng)復(fù)合噴丸工藝為鑄鋼 0.15 mmA + 陶瓷 0.06 mmA 時(shí) (SZ1), 平均疲勞壽命為10.0×10⁵次，較未噴丸試樣提升 40.2 倍，鑄鋼 0.15 mmA + 陶瓷 0.15 mmA 工藝下 (SZ2) 平均疲勞壽2.6×10⁶次，但均低于單獨(dú)鑄鋼噴丸強(qiáng)化效果 (疲勞壽命3.62×10⁶次)?這是因?yàn)殡m然在首次鑄鋼噴丸后進(jìn)行陶瓷噴丸可以使表面平整化，降低試樣粗糙度，但復(fù)合噴丸后覆蓋率增加，在表面局部造成脫層和褶皺缺陷，容易誘發(fā)裂紋萌生，同時(shí)復(fù)合噴丸還使殘余應(yīng)力場(chǎng)整體發(fā)生松弛 (圖 9 (b)), 對(duì)裂紋萌生和短裂紋的擴(kuò)展抑制作用降低，因此復(fù)合噴丸較單一鑄鋼噴丸強(qiáng)化效果弱?

2.5.2 疲勞斷口結(jié)果分析

圖 14 為未噴丸試驗(yàn)件的斷口宏觀形貌?低倍率下可以看到疲勞源萌生于試樣的棱角處?高倍率下可見(jiàn)疲勞起源于基體表面，疲勞源區(qū)存在一個(gè)光滑平臺(tái)?未噴丸試樣表面存在較深的機(jī)加工刀痕，易引起應(yīng)力集中，使裂紋萌生于表面?圖 15 為鑄鋼噴丸處理試樣拉–拉疲勞斷口的形貌圖?噴丸強(qiáng)度分別為 0.11 mmA?0.15 mmA?0.22 mmA?0.25 mmA 時(shí)，裂紋源均位于試樣的亞表面處，疲勞源距表面距離隨噴丸強(qiáng)度增加而增大，分別約為 416 μm?750 μm?1116 μm?1140 μm, 對(duì)應(yīng)試樣疲勞壽命分別為1.52×10⁶、1.50×10⁶、1.91×10⁶、1.51×10⁶次，疲勞測(cè)試數(shù)據(jù)顯示疲勞壽命與裂紋源位置無(wú)相關(guān)性?

圖 16 為陶瓷噴丸處理試樣拉–拉疲勞斷口的形貌圖?陶瓷丸強(qiáng)化試樣裂紋源均位于試樣的亞表面處，0.06 mmA?0.15 mmA 強(qiáng)度下疲勞源到表面的距離分別為 217 μm?333 μm?圖 17 為復(fù)合噴丸處理試樣拉–拉疲勞斷口的形貌圖，在鑄鋼 0.15 mmA + 陶瓷 0.06 mmA 復(fù)合噴丸工藝下，部分試件疲勞裂紋源萌生于表面?在疲勞源附近發(fā)現(xiàn)噴丸引起的脫層損傷，疲勞測(cè)試數(shù)據(jù)顯示壽命很低1.5×10⁵次); 部分試件疲勞裂紋源萌生于次表層，對(duì)應(yīng)的疲勞壽命較高 8.5×10⁵次)?在鑄鋼 0.15 mmA + 陶瓷 0.15 mmA 復(fù)合噴丸工藝下，疲勞源均出現(xiàn)在次表層 (圖 17 (b)), 與 SZ1 復(fù)合噴丸相比疲勞壽命提高?

3、結(jié)論

(1) 噴丸強(qiáng)化后高強(qiáng)韌 β 鈦合金疲勞性能提升顯著，強(qiáng)化效果與噴丸介質(zhì)和噴丸工藝相關(guān)?對(duì)于鑄鋼丸介質(zhì)，隨噴丸強(qiáng)度的增加疲勞壽命呈現(xiàn)先增大后降低的規(guī)律，在 0.15 mmA 噴丸強(qiáng)度下疲勞強(qiáng)化效果最佳，較未噴丸狀態(tài)疲勞壽命提升 145.4 倍，個(gè)別試樣疲勞壽命達(dá)到10⁷次?在相同噴丸強(qiáng)度下，陶瓷噴丸疲勞性能提升更顯著?

(2) 復(fù)合噴丸處理后鈦合金抗疲勞強(qiáng)化效果大幅降低?在鑄鋼 0.15 mmA + 陶瓷 0.06 mmA 復(fù)合噴丸條件下，平均疲勞壽命為10.0×10⁵次，比原始態(tài)提升 40.2 倍，但比單獨(dú)噴丸處理 (鑄鋼或陶瓷) 的強(qiáng)化效果低?這是因?yàn)閺?fù)合噴丸后材料表面損傷和殘余應(yīng)力松弛，部分裂紋源出現(xiàn)在表面?

(3) 噴丸強(qiáng)化可以消除機(jī)加刀痕，改善試樣表面形貌?復(fù)合噴丸處理后覆蓋率增加至 400%, 導(dǎo)致表面出現(xiàn)褶皺脫層等損傷缺陷?鑄鋼噴丸?陶瓷噴丸?復(fù)合噴丸 3 種工藝試樣的表面粗糙度均隨噴丸強(qiáng)度增加而增大?

(4) 噴丸處理后在表面引入深度約為 280 μm 殘余壓應(yīng)力，隨著噴丸強(qiáng)度增大殘余應(yīng)力值整體增加?鑄鋼噴丸試樣近表層 (50 μm 厚) 表面和最大殘余應(yīng)力呈波動(dòng)性變化，均在 0.15 mmA 時(shí)達(dá)到最大，噴丸強(qiáng)度達(dá)到 0.22 mmA 時(shí)出現(xiàn)應(yīng)力松弛?相同噴丸強(qiáng)度下陶瓷噴丸引入壓應(yīng)力數(shù)值小于鑄鋼噴丸?復(fù)合噴丸與單次鑄鋼噴丸相比，殘余應(yīng)力發(fā)生松弛，表面殘余應(yīng)力和最大殘余應(yīng)力均降低?

(5) 采用單一鑄鋼丸和陶瓷丸強(qiáng)化后，試樣裂紋源均萌生于次表面，疲勞壽命與疲勞源位置無(wú)相關(guān)性?

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通信作者

付雪松，副教授，博士，研究方向?yàn)椴牧纤苄约庸づc成形控制?使役環(huán)境損傷與表面防護(hù)?

（注，原文標(biāo)題：噴丸處理對(duì)高強(qiáng)韌β鈦合金疲勞性能影響）

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