圖1   噴丸處理對FGH96合金表面硬化層殘余壓應力分布的影響[30]

1.2 高溫合金噴丸處理后的表面硬化層組織

噴丸處理過程中，高溫合金表面產生了理想殘余壓應力的同時，顯微組織亦發生了顯著變化。Zhao等[33]對GH4169合金噴丸強化的研究發現，經過噴丸強化后合金表面形成厚度約96 μm的硬化層，而且表面形成平均尺寸約為9 nm的等軸納米晶(圖2[33])。在一定深度范圍內還形成高密度形變孿晶，進一步細化了硬化層合金的顯微組織，提高了合金的高溫疲勞抗力。在IN718合金的研究[34]中發現，超聲噴丸處理也可獲得厚度約為90 μm、平均晶粒尺寸約為12 nm的表面納米晶層，有效地提高了合金的高溫疲勞抗力。噴丸處理中，高溫合金表面產生顯著塑性變形，必然引起位錯密度增加，并在晶界處形成大量的位錯塞積與纏結，這是噴丸處理獲得表面硬化層的根本原因。

圖2   GH4169合金噴丸處理獲得的表面硬化層截面梯度分布的納米晶和形變孿晶層[33]

同時發現，噴丸處理硬化層的硬化程度呈梯度分布、總深度有限。Dong等[35]對Udimet 720Li合金噴丸硬化層的研究發現，噴丸后合金表面顯微硬度由440 HV增至590 HV，但在距離表面50 μm處即開始迅速下降。在鑄造高溫合金的噴丸處理研究中也發現類似規律，噴丸處理后的K4169[32]、K403[36]鑄造合金表面形成深度為100~140 μm的表面硬化層，表層均具有較好的硬化效果。

1.3 高溫合金噴丸處理后的表面粗糙度

雖然噴丸處理可在高溫合金表面形成具有顯著殘余壓應力的硬化層，但其對構件機械加工表面粗糙度的影響規律并不一致，改善作用有限[30,32,36]。大部分關于高溫合金表面噴丸處理的研究[13,36]均表明，表面粗糙度隨噴丸強度的升高而增大。圖3[13]為GH4169合金經不同強度噴丸處理后的表面形貌。可見，隨噴丸強度的增加，材料表面粗糙度明顯增大。而Wang等[30]的研究表明，噴丸處理后，FGH96合金表面的車削加工痕跡可完全(或大部分)被彈丸沖擊彈坑所覆蓋，但噴丸后表面粗糙度卻有明顯升高之趨勢。Shen等[36]對K403鑄造高溫合金進行超聲噴丸處理，發現超聲噴丸對合金的表面粗糙度無明顯影響。

圖3   噴丸處理前后GH4169合金的表面形貌[13]

1.4 高溫合金表面噴丸強化的抗疲勞作用及影響因素

高溫、循環載荷作用下，高溫合金噴丸硬化層內的高密度缺陷和亞穩微結構，可阻礙位錯運動，提高微觀塑性變形抗力，增加裂紋萌生阻力，進而提高噴丸處理合金的疲勞裂紋萌生臨界應力值和疲勞強度[33]。Dong等[35]的研究表明，由于噴丸處理形成的硬化層殘余壓應力和高密度位錯纏結，表面裂紋萌生抗力增加，噴丸后合金的疲勞裂紋萌生位置從表層轉移到內部(圖4[35])。而在其他條件相同的情況下，疲勞裂紋由內部萌生所需的能量遠高于由表面萌生的能量，因此可顯著提高材料的疲勞壽命[37,38]。

圖4   噴丸處理對Udimet 720Li合金相同載荷幅條件下疲勞裂紋萌生位置的影響[35]

亦有研究表明，高溫合金噴丸處理的抗疲勞強化作用與應力狀態、應力幅值均有關。Dong等[35]對Udimet 720Li合金的研究發現，與未噴丸合金相比，噴丸處理后合金的缺口低周疲勞壽命顯著提高，其在1390和1070 MPa應力幅下的增幅分別為2.05倍和6.07倍。由此可見，噴丸處理在低應力水平下對提高疲勞壽命的作用更加顯著。此外，應力狀態還影響噴丸硬化層的殘余應力松弛程度。高玉魁等[31]對FGH97合金噴丸前后的不同應力狀態疲勞壽命進行對比，發現在630 MPa的低應力狀態下，噴丸硬化層的殘余壓應力可有效延緩表面裂紋萌生，提高合金的疲勞壽命。而在740 MPa高應力狀態下硬化層的殘余壓應力作用減弱，抗疲勞作用并不明顯。Luo和Bowen[38]對Udimet 720Li合金的研究也證實了600℃高溫條件下，在較低的應力幅范圍內，噴丸處理可提高合金的疲勞壽命；而當處于高應力幅時，噴丸處理反而降低了合金的疲勞壽命。

同時應注意到，高溫合金噴丸處理的抗疲勞作用亦與噴丸強度有關。過高的噴丸強度反而會降低抗疲勞的功效[28]。主要是由于過高強度的噴丸處理，會在材料內局部引入殘余拉應力，明顯降低合金的疲勞抗力。Qin等[13]對GH4169合金進行不同強度的噴丸處理，發現局部的殘余應力狀態波動，增大了裂紋尖端附近的應力場起伏，導致裂紋擴展速率增加，降低了噴丸處理合金的疲勞抗力(圖5[13])。

圖5   不同強度的表面噴丸處理對GH4169合金疲勞應力幅-循環周次(S-N)曲線的影響[13]

綜上，高溫合金噴丸處理表面硬化層的殘余壓應力、強化效果和表面粗糙度，均隨噴丸強度的提高而增加。其中殘余壓應力與表面強化可顯著改善合金疲勞性能，而表面粗糙度多不利于高溫合金疲勞壽命。Wu等[39]和Klotz等[34]對Inconel 718合金的研究也表明，噴丸處理后，表面殘余壓應力與表面粗糙度2者對抗疲勞的作用不同。在低周疲勞條件下，表面粗糙度為影響疲勞壽命的主要因素；而高周疲勞條件下，殘余壓應力的分布狀態則為提高疲勞壽命的主要影響因素。

2 高溫合金的表面機械擠壓強化

高溫合金的表面強化還包括復雜結構部位的機械擠壓強化[40~42]。機械擠壓強化方式根據強化部位形狀、工藝要求不同，一般包括孔擠壓強化和表面機械滾壓強化。由于渦輪轉子熱端部件的連接孔處應力集中明顯，孔周圍易產生嚴重的疲勞損傷，對轉動部件孔周圍通常進行孔擠壓強化。而對于平面或相對平緩曲面，多采取表面機械滾壓方式進行強化處理。機械擠壓處理可有效改善高溫合金的表面狀態，機械擠壓硬化層內的殘余壓應力增加、組織細化和均勻化、高密度位錯纏結和表面粗糙度的降低，可顯著提高合金的高溫強度和疲勞強度極限。

2.1 高溫合金機械擠壓表面粗糙度

王欣等[42]的研究表明，孔擠壓處理可顯著改善GH4169轉動部件孔內鉸削刀痕引起的粗糙度突變，擠壓后孔壁達到鏡面，表面粗糙度Ra由1.083 μm降至0.237 μm。羅學昆等[43]對不同過盈量孔擠壓處理的IN718合金研究結果顯示，孔擠壓顯著改善了孔壁表面完整性。低過盈量擠壓的孔壁表面粗糙度Ra由原始的0.855 μm降至0.306 μm；高過盈量試樣的粗糙度Ra降至0.296 μm。可見，與噴丸處理對表面粗糙度影響不同，擠壓處理普遍降低高溫合金的孔壁表面粗糙度，有利于降低孔壁的表面微觀應力集中效應，從而使高溫合金構件獲得理想的表面強化效果[43,44]。

2.2 高溫合金機械擠壓硬化層組織及硬度

Yin等[45]對Inconel 690合金表面的超聲滾壓處理研究表明，經表面超聲滾壓后，表層塑性變形引起位錯密度增加，產生加工硬化效應，硬化層硬度提高幅度達到44.45%。孫智妍等[46]研究發現，電脈沖的輔助可顯著增加GH4169合金表面超聲滾壓硬化層深度與強化效果。而且，電脈沖輔助超聲滾壓(電脈沖/超聲滾壓耦合場強化)能夠突破傳統超聲滾壓處理的變形臨界極限，獲得更細的晶粒、更深的硬化層。

2.3 高溫合金機械擠壓硬化層的殘余壓應力

機械擠壓強化可在高溫合金表面獲得比噴丸處理更顯著的殘余壓應力層。Yin等[45]研究了表面超聲滾壓處理Inconel 690合金硬化層的殘余壓應力分布，發現經超聲滾壓處理后表面形成明顯的殘余壓應力層，壓應力提高幅度達到33.5%，層深約達400 μm。對孔擠壓處理IN718合金的研究[43]也表明，擠壓強化后甚至可在孔壁形成超過3000 μm的殘余壓應力層(圖6[43])，這對于合金的表面強化和抗疲勞作用無疑具有積極的作用。

圖6   不同孔擠壓處理的IN718合金孔壁硬化層的殘余壓應力分布[43]

3 激光沖擊處理高溫合金表面強化

激光表面沖擊強化，是利用高能激光誘導的沖擊波在金屬表面引入高速塑性變形的強化技術，可廣泛應用于高溫合金、高強鋼、鈦合金和鋁合金等關鍵構件的抗疲勞制造[15,16]。與傳統表面強化處理方式相比，LSP處理更適合型面復雜結構、大型構件的在線處理[12]。LSP處理能夠在金屬表層引入可觀的殘余壓應力和塑性變形，誘導高密度位錯、孿晶等，顯著改變表面微結構[17,47]，獲得顯著的硬化層，成為目前最有效的高強金屬材料表面抗疲勞制造技術。

3.1 高溫合金LSP處理的表面粗糙度

Tan等[48]對拋光的FGH96合金LSP處理的研究表明，表面激光沖擊波作用后，合金拋光劃痕減少，表面粗糙度略有增大，但增加幅度甚微(圖7[48])。與傳統的噴丸、機械擠壓強化不同，由于LSP處理過程中，高能沖擊波與合金表面為非直接接觸，可顯著減緩表面強烈塑性變形引起的粗糙度增大。

圖7   FGH96高溫合金經不同表面處理后的表面形貌[48]

3.2 高溫合金LSP處理的硬化層組織及硬度

Rozmus-Górnikowska等[49]對Inconel 625合金LSP處理的研究發現，LSP處理后合金表面形成較大塑性變形，產生高密度位錯和密集分布的滑移帶，表面形成呈梯度分布的沖擊硬化層。Cao等[50]關于GH4586合金LSP處理的研究表明，LSP表面硬化層的位錯密度顯著增加，形成高密度纏結位錯、位錯壁和位錯胞結構，LSP處理后合金的疲勞壽命增加了近1倍。而且，LSP硬化層表面的平均晶粒尺寸降低約43.6%，同時發現基體中形變孿晶數量亦明顯增多，使GH4586合金LSP硬化層表面獲得了明顯的協同強化作用，硬度提高幅度達到27.4%。值得關注的是，經LSP處理的GH4586合金表層γ?相中也觀察到大量的層錯以及高密度位錯，這在傳統機械作用表面處理的高溫合金硬化層中未見報道。LSP處理后，GH4586合金硬化層中不同尺度、高密度微結構的形成與細化，有效抑制了疲勞裂紋的萌生和擴展，顯著提高了合金的疲勞抗力。Luo等[51]對K417合金進行LSP處理的研究發現，激光沖擊引入劇烈塑性變形，在合金表面產生更高密度的位錯纏結，硬化層表面形成納米晶，使表層硬度明顯增加。此外，LSP處理后進行900℃、10 h的保溫，K417合金硬化層中高密度位錯、晶粒細化等微結構特征并未見顯著變化，強化效果表現出了較好的高溫穩定性，這主要與LSP硬化層的高密度位錯與納米晶復合結構有關。

研究者們[12,13,19]對如何在高溫合金表面獲得高溫穩定的抗疲勞硬化層進行了大量的研究，發現引入溫度場的溫度輔助耦合激光沖擊強化技術(warm laser shocking processing，WLSP)，可獲得高溫強化增幅更顯著的抗疲勞硬化層。本課題組[19,52]對比研究了LSP和WLSP處理IN718合金的表面硬化層微結構特征，發現WLSP作用下能夠在高溫合金表面獲得強化相/高密度位錯復合微結構(圖8[52])。而且，值得關注的是，IN718合金WLSP硬化層中的γ′′相內部觀察到高密度層錯及納米尺寸孿晶(圖8b[52]中藍色箭頭所示)。硬化層中有序強化相內部納米尺度微結構的形成和細化，顯著提高了硬化層的強化效果和高溫穩定性。

圖8   IN718合金LSP、溫度輔助耦合激光沖擊強化技術(WLSP)硬化層中的γ″相及位錯形態[52]

3.3 高溫合金LSP處理的硬化層殘余應力狀態

與傳統的常規噴丸、機械擠壓處理相比，LSP硬化層最大殘余壓應力影響深度超過了3倍，約達700 μm[48]。因此，LSP處理更深的殘余壓應力層可更加顯著地阻礙疲勞裂紋的萌生和擴展，更有效地提高合金的疲勞強度極限、延長疲勞壽命。Pan等[53]關于帶孔的ЭΠ741ΠН合金LSP處理的研究表明，LSP處理可在孔附近圓環區域引入深度約為750 μm、最大殘余壓應力超過650 MPa的殘余壓應力場。研究認為，高于傳統機械表面強化處理硬化層的殘余壓應力場，與表層微結構的顯著細化協同作用提高了合金LSP硬化層的疲勞極限。

LSP處理GH4586合金表面沿單沖擊點直徑方向分布的殘余應力研究[50]顯示，最大殘余應力位于距激光光斑中心約1 mm半徑的位置(圖9[50])，而且沿深度方向呈降低趨勢。光斑中心附近的殘余壓應力相對有所降低，這種現象被稱為“殘余應力孔”，其主要取決于激光沖擊波在合金表面的作用特征。

圖9   單激光脈沖LSP處理后GH4586合金殘余壓應力的分布[50]

本課題組[19,50]對LSP和WLSP處理IN718合金的硬化層殘余應力進行了對比研究，發現WLSP硬化層中形成的納米尺度的強化相/高密度位錯復合微結構，在合金表層產生了更高的殘余壓應力。因此，IN718合金的WLSP硬化層表現出更明顯的高溫強化和抗疲勞作用。而且，即使在高溫長期時效條件下合金表面硬化層殘余壓應力有所松弛，相比于LSP硬化層，WLSP硬化層的殘余壓應力僅小幅降低，具有更好的高溫穩定性，在高溫強化、抗疲勞方面均更突顯優勢。

4 高溫合金的表面沖擊強化微觀機制

4.1 噴丸及機械沖擊表面硬化機理

高溫合金表面噴丸、機械擠壓處理硬化層的形成，主要是表面機械沖擊過程中基體劇烈塑性變形的結果[32~34,54~59]，塑性變形程度及影響層深度與彈丸、機械沖擊的能量輸入直接相關。孔擠壓強化IN718合金孔內壁表面160 μm深度范圍內可觀察到明顯的旋轉塑性變形，越靠近內壁表面，變形程度越大[60]。RR1000合金經過噴丸處理后，表面硬化層劇烈塑性變形的晶粒比例明顯增加，形成大量亞結構[61]。FGH96合金[30]、FGH97合金[28]經噴丸處理后，硬化層小角晶界比例顯著增加。隨表面噴丸或機械沖擊能量輸入的增加，高溫合金硬化層表面發生了明顯的晶粒細化。對K417合金的噴丸硬化層進行后處理，亦可形成較大深度范圍的細晶硬化層，有效抑制表面疲勞裂紋的萌生[62]。

表面機械變形層中變形孿晶的產生與高溫合金的層錯能有關，層錯能越低位錯的交滑移受到的阻礙程度越大，變形機制越趨向于孿生[45]。Zhao等[33]研究GH4169合金的超聲噴丸硬化層發現，表面劇烈塑性變形產生的位錯密度足夠高時，位錯湮滅、重組現象顯著，形成位錯胞。隨超聲噴丸應變量和應變速率進一步增加，形變孿生機制被激發，基體中形成高密度形變孿晶。而且，表面硬化層形成的形變孿晶，與高密度缺陷、納米晶等微結構特征相比，在高溫下穩定性更高，具有提高高溫合金表面硬化層高溫穩定性之功效。

4.2 LSP和WLSP處理表面強化機理

與傳統表面噴丸、機械沖擊/擠壓強化處理不同，LSP處理是源于高能量密度(109 W/cm2量級)、短脈沖寬度(10~30 ns量級)的強激光誘發等離子體與合金表面的劇烈相互作用。因此，LSP處理可獲得比傳統表面噴丸、機械沖擊/擠壓強化更加顯著的表層強化程度和層深度[50~53,61~65]。

LSP處理后高溫合金表層中結構細化，晶界和孿晶界數量增多。Cao等[50]研究了GH4586合金LSP處理后硬化層微結構發現，LSP處理使合金表層晶粒明顯細化、孿晶數量增加，同時LSP硬化層的晶界比例明顯提高(圖10[50])。在K417合金的LSP硬化層中，觀察到在強激光沖擊作用下表層產生了高密度缺陷和晶粒尺寸為20~200 nm的納米晶。同時發現，納米晶在垂直激光沖擊波方向被明顯拉長，隨著離表面深度的增加，激光沖擊壓力減弱，不足以形成納米晶，微結構特征以高密度位錯纏結為主。

 

 

圖10   LSP處理對GH4586合金表面晶粒尺寸及孿晶數量的影響[50]

調整LSP處理參數可在高溫合金表面硬化層形成不同的組織結構。Yu等[64]對GH4169合金利用高能LSP、低能LSP和飛秒LSP處理調控硬化層微結構，發現飛秒LSP硬化層深度基本小于100 μm，而低能LSP處理后，合金硬化層深度增加，表面可誘導形成高密度亞結構。但由于能量輸入較低，低能LSP處理僅在距表面約100 μm范圍內形成了致密的亞結構，在100 μm以下的區域，主要以位錯的增殖或纏結為主，而未發現致密亞結構層。當提高輸入能量時，高能LSP處理的劇烈變形影響層深可達幾百微米甚至幾毫米，層深1400~1600 μm時，仍可觀察到致密亞結構。

LSP處理除誘發高溫合金表面塑性變形層中更高的基體位錯密度，明顯降低晶粒尺寸，進而形成納米晶外，更重要的是能夠誘導合金中共格有序強化相的微結構改變。Geng等[65]研究某鎳基單晶高溫合金LSP硬化層發現，LSP處理后合金中產生了高密度的復雜位錯結構，且分布不均勻，大量位錯在γ基體以及γ/γ′界面形成位錯纏結和復雜位錯網絡。同時，γ相中高密度塞積的位錯切入γ'相形成滑移帶，在γ′相內部還出現了短位錯線和位錯環(圖11[65])，形成硬化層中包含有序強化相的高密度位錯復合結構。

圖11   LSP處理對某鎳基單晶高溫合金表面硬化層基體位錯密度及γ′相內部微結構的影響[65]

Cao等[50]研究GH4586合金LSP硬化層微結構發現，LSP處理后合金中γ′相周圍形成大量的位錯纏結，γ′相結構、形態和尺寸并未發生顯著變化。而γ′相內部產生了高密度的層錯(圖10[50])。可見，與常規噴丸、表面機械沖擊/擠壓處理對比，LSP處理的優勢在于，可以在較低的應變量下產生更高密度的位錯纏結和強化相內部的特殊亞結構。

近年來，WLSP技術越來越受到高溫合金、超高強鋼表面強化領域的關注。由于在強激光脈沖沖擊過程中，輔助溫度場耦合更易于在含有沉淀強化相的高強結構材料表面誘導形成特殊微結構。本課題組[19]對IN718合金LSP和WLSP硬化層微結構的對比研究發現，2種處理后IN718合金均形成了明顯的表面硬化層，與未處理狀態相比，LSP和WLSP處理后合金表面硬度分別提高了14.562%和22.689%，WLSP處理獲得了硬度更高、更深的表面硬化層(圖12[19])。

圖12   LSP和WLSP處理對IN718合金表面硬度分布的影響[19]

在WLSP處理IN718合金表面硬化層中，觀察到γ″相/高密度位錯復合微結構。這種特殊微結構尺寸較均勻，以γ″相為內核，彌散狀分布在γ基體上(圖13[19])。結合此位置γ″相暗場像可發現：在γ″相上存在大量的納米尺寸微孿晶，微孿晶的孿晶界面方向基本平行，且與γ″相的長軸方向具有較明顯的取向關系。微孿晶主要分布在γ/γ″相界面附近，孿晶一側貫穿γ″相，另一側終止于γ″相旁的γ基體中的高密度位錯纏結區(圖13c[19]中藍色箭頭所示)。形成了WLSP處理的IN718合金中“內含微孿晶的γ″相/高密度位錯復合體”這一特殊結構。

圖13   WLSP處理后IN718合金表面硬化層γ″相/高密度位錯復合體形態及強沖擊作用下γ″相中出現的微孿晶[19]

深入研究WLSP處理IN718合金硬化層的這種特殊微結構發現，WLSP處理后γ″相周圍形成了高密度的原子尺度微區壓向相對應變集中，同時γ″相內部形成了微區應變[52] (圖14[52])。而且，層錯、微孿晶處微區應變明顯加劇。在微孿晶貫穿γ″/γ相界面并延伸至γ基體的位置，界面兩側垂直延伸方向均發生拉向/壓向微區應變的起伏(圖14b和c[52])。同時，在γ″/γ相界面的γ相一側，微區應變的集中也較明顯。γ″相內部可見層錯、微孿晶的交錯，而且層錯、微孿晶中的微區壓向應變明顯高于其他位置(圖14e和f [52])。

圖14   經WLSP處理后IN718合金表面硬化層中γ″/γ界面細節的HRTEM像[52]

WLSP處理IN718合金硬化層中這種特殊結構貫穿γ″/γ相界面，其改變了γ″/γ相界面形態，使得γ″相內部及其周圍應變分布的復雜程度提高。這種特殊結構勢必阻礙高溫服役下位錯反應和位錯回復。同時，高溫下這些高密度位錯包裹、內含微孿晶的γ″相，其長大以及γ″→δ相轉變的復雜程度均將加劇。

綜上，高溫合金表面LSP和WLSP硬化層的強化本質，除劇烈塑性變形在基體中引入的高密度缺陷及亞結構和大量形變孿晶外，還包括在γ'、γ″主要相內部誘導形成大量層錯、微孿晶等特殊微結構。與傳統噴丸處理和表面機械沖擊/擠壓強化相比，LSP和WLSP處理合金表面硬化增量更顯著、硬化層更深，并且形成了穩定強化相/高密度位錯復合結構和劇烈塑性變形亞結構，有利于提高高溫合金的表面強化和抗疲勞能力。那么，如能利用耦合場在硬化層引入更多微納尺度“異質結構(heterostructure)”[66~68]、“化學界面工程(chemical boundary engineering)”[69,70]等強化因素，有望在高溫合金表面處理過程中收獲更顯著的強韌化效果。

5 高溫合金表面強化的高溫穩定性

5.1 硬化層高密度亞結構的演化與位錯反應

高溫合金表面形成的顯著硬化層和殘余壓應力，均與基體中高密度位錯及亞結構的形成和分布密不可分[71~80]。但在高溫下，空位、位錯等缺陷均會發生回復和強烈的相互作用，服役溫度越高缺陷演化越劇烈，導致殘余壓應力不同程度的松弛甚至消失。

王欣等[42]對比研究了孔擠壓GH4169合金在400和600℃條件下抗疲勞強化的高溫穩定性。發現，即使孔擠壓合金獲得了明顯的強化；但高溫下，位錯運動激活能降低、位錯運動能力增加，殘余壓應力易發生應力松弛，硬化層的疲勞抗力降低；當溫度提高到600℃時，基體高密度位錯的強化作用下降更加明顯。

激光沖擊高溫合金硬化層中基體的高密度位錯及亞結構的強化貢獻占比亦不容忽視。在本課題組[52]關于IN718合金表面LSP和WLSP硬化層高溫穩定性的研究中發現，650℃長期時效后，LSP硬化層中基體位錯密度顯著降低，缺陷回復明顯，導致硬化層表面硬度和硬化層深度均下降較為明顯(圖15[52])。

圖15   650℃時效200 h對LSP和WLSP處理IN718合金表面硬化層硬度分布的影響[52]

基體中高密度位錯缺陷在高溫下的快速演化，在經表面機械沖擊/擠壓、LSP和WLSP硬化層中普遍發生。機械沖擊/擠壓處理的高溫合金硬化層，由于表面強化的主要微結構為高密度缺陷，高溫下這些缺陷的減少，導致硬化層穩定性降低、強化作用退減。

5.2 高溫下硬化層細晶組織及形變孿晶的演化

超細晶(納米晶)層并非高溫合金表面硬化層的普遍性微結構特征，多出現在高能機械沖擊/擠壓疊加硬化層和LSP硬化層表面，其分布深度也僅約100 μm。高溫時效中，表面晶粒長大迅速，硬化層穩定性降低。而高溫合金表面硬化層的形變孿晶比納米晶更為常見，且生成深度達200~500 μm，是高能機械沖擊/擠壓處理高溫合金硬化層的典型微結構特征。Zhao等[33]研究GH4169合金超聲噴丸硬化層形變孿晶高溫穩定性發現，350℃保溫后硬化層形變孿晶無明顯改變；當溫度升高至650℃時，孿晶間距明顯加寬，導致硬化層的硬度降低。

5.3 沖擊誘導強化相內部微結構的高溫穩定性

研究[65,81~93]發現，與機械沖擊/擠壓硬化層相比，LSP和WLSP處理硬化層在高溫長期時效后的抵抗疲勞裂紋萌生、擴展方面更具優勢。Buchanan等[82]對比研究了IN100合金的噴丸處理、LSP處理硬化層的高溫應力松弛，發現650℃、100 h時效后，噴丸硬化層最大殘余壓應力下降約800 MPa，而LSP處理的僅下降200 MPa (圖16[82])。可見，LSP處理除使表面強化幅度和硬化層深度明顯增加外，硬化層高溫服役的穩定性也更佳。Lu等[83]研究GH4169合金WLSP硬化層的高溫長期時效組織、性能穩定性發現，WLSP硬化層的殘余應力降低幅度明顯小于LSP硬化層。而且，600℃的時效未觀察到表面殘余壓應力的顯著改變。但當時效溫度升高至650℃時，LSP硬化層的殘余壓應力幾乎完全釋放，而WLSP處理的殘余壓應力僅降低約8%。當時效溫度增加到700℃時，WLSP硬化層的殘余應力在時效100 h后仍可保持在原來的50%左右，表現出極高的高溫穩定性。

圖16   噴丸處理與LSP處理后IN100合金表面硬化層在650℃、100 h時效后的殘余應力分布對比[82]

本課題組[81]對長期時效后LSP和WLSP處理IN718合金的硬化層硬度進行了系統對比，發現600和650℃時效200 h后，LSP和WLSP硬化層硬度、深度均有所降低。但經過650℃及以下溫度長期時效后，WLSP處理的IN718合金表面硬化層硬度、深度的降低幅度均小于LSP處理(圖17[81])。尤其是，WLSP處理合金經650℃、200 h長期時效后表面硬度增量的下降幅度僅為40.79%，而相同時效條件下LSP處理合金表面硬度增量的下降幅度達71.69%。680℃、200 h時效后，LSP處理合金的表面硬化現象幾乎完全消失，而此時WLSP處理合金表面硬度仍保持一定的增量。研究[81]還發現，表面硬化層的強化增量主要來源于LSP和WLSP處理后合金中的高密度位錯增殖和塞積(圖18[81])。尤其對于WLSP硬化層而言，更顯著的強化作用主要來源于硬化層γ″相/高密度位錯復合微結構。同樣，WLSP硬化層的強化現象在600℃以上長期時效后仍得以保持，也主要取決于WLSP處理誘發的高密度位錯和特殊亞結構。

圖17   不同溫度長期時效后IN718合金LSP和WLSP硬化層硬度分布及硬化層深度變化[81]

圖18   長期時效對LSP和WLSP處理的IN718合金表面硬化層強化機制貢獻增量的影響[81]

本課題組[54]在研究長期時效后LSP和WLSP處理IN718合金表面硬化層的幾何必需位錯(geometrically necessary dislocation，GND)演化行為發現，WLSP硬化層的GND密度明顯高于LSP處理，升高幅度約為248.71% (圖19[52])。硬化層中GND密度的增加，除形成各向同性強化外，更重要的是可產生更加顯著、穩定的背應力強化。經長期時效處理后，LSP硬化層中的GND密度明顯降低，而WLSP硬化層的GND密度雖有降低，但降幅很小。而且長期時效后，LSP處理合金GND密度統計分布的相對頻率峰位，向低位錯密度方向發生了明顯的移動，同時相對頻率峰值也呈現出明顯的上升趨勢。但WLSP硬化層在長期時效后GND密度統計分布相對頻率的峰值、峰位、峰寬無明顯變化。這進一步說明，WLSP處理不僅僅使IN718合金獲得了更高的GND密度，而且GND密度的集中程度和分布位置變化并不明顯，WLSP處理合金均表現出了比LSP處理合金更顯著的高溫長期服役穩定性。

圖19   650℃長期時效后LSP和WLSP處理IN718合金表面硬化層的幾何必需位錯(GND)密度分布圖及正態分布統計圖[52]

綜上，LSP和WLSP處理高溫合金硬化層微結構方面的深入研究[94~96]發現，彌散分布的γ'、γ″相在劇烈塑性變形時形成的特殊微結構，是LSP和WLSP硬化層區別于傳統機械沖擊/擠壓強化，獲得優異、穩定強化效果的關鍵。而WLSP處理更突顯的高溫強化作用和高溫穩定性，不僅與特殊微結構、高的缺陷密度有關，更應與“內含層錯、納米尺寸微孿晶的有序強化相/高密度位錯復合體”這種復雜微結構自身的高溫穩定性直接相關[52,81]。在高溫合金表面硬化層中誘導和調控高密度特殊微結構的形成和分布狀態，將是獲得合金穩定高溫抗疲勞強化的核心。

6 總結與展望

本文基于先進渦輪動力系統用鎳基高溫合金的典型表面強化技術，以及強化作用高溫穩定性的研究和應用分析，就鎳基高溫合金表面沖擊強化總結與展望如下。

(1) 高溫合金的表面機械噴丸、擠壓/滾壓強化處理，均可產生明顯殘余壓應力和硬化層，有效阻礙裂紋在表面萌生，從而提高高溫合金的疲勞抗力。但應用中需注意控制噴丸處理造成的表面粗糙度增大、擠壓/滾壓處理的殘余壓應力梯度調控以及表面機械強化超過500℃后的強化作用衰減。

(2) LSP和WLSP處理等表面高能沖擊強化技術具有不受構件規格、形狀限制的獨特優勢，同時其強化增幅及層深均優于機械表面強化處理，由此經其處理的高溫合金顯示出更高的疲勞抗力。WLSP處理在高溫合金表面硬化層中形成的“有序強化相/高密度位錯復合特殊微結構”，進一步提升了表面強化的作用效果。

(3) 硬化層微結構的高溫、長時穩定性，是高溫合金表面強化技術飛躍發展與深入應用的關鍵。高溫合金表面劇烈塑性變形產生的基體微結構中，高密度缺陷的高溫演化與回復顯著，不具備高溫穩定能力。表面細晶(納米晶)層較淺，高溫下長大傾向明顯，穩定性亦不足。而形變孿生可在600℃以下保持一定的高溫穩定性。耦合場高能強沖擊(LSP和WLSP等)處理在獲得上述基體微結構的同時，誘導γ′、γ″相內部形成內含大量層錯、微孿晶的“強化相/高密度位錯復合特殊微結構”，是使硬化層兼具強化作用、高溫穩定性與長時穩定性的關鍵特殊微結構。

(4) WLSP處理在高溫合金表面沖擊強化作用高溫穩定性方面所凸顯的優勢，啟發人們應關注硬化層不同尺度關鍵微結構的綜合調控。如能利用高能沖擊耦合場將諸如“異質結構”、“化學界面工程”等微納尺度強韌化理念引入高溫合金的表面微結構精準設計，在硬化層精準誘導“有序強化相/高密度位錯特殊微結構”的梯度分布，構筑具有更高高溫強度與高溫穩定性的表面硬化層，將有望開辟高溫合金表面強化相關研究的新方向。

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