激光沖擊強化TA15鈦合金的組織演變與腐蝕性能研究：從微觀結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能到電化學(xué)行為的綜合表征

1、引 言

鈦合金因其優(yōu)異的性能，如高比強度、優(yōu)異的熱穩(wěn)定性和良好的耐腐蝕性等，在航空航天領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用 [1]。其中，TA15 鈦合金作為近 α 型鈦合金，是一種重要的航空材料 [2], 被廣泛應(yīng)用于飛機結(jié)構(gòu)件的制造。隨著我國飛機在海上執(zhí)行任務(wù)越來越頻繁，受海洋大氣環(huán)境影響，機體部件易發(fā)生電化學(xué)腐蝕 [3]。同時，在運行過程中受外物影響，部件表面易損傷導(dǎo)致失效。因此，提高材料表面硬度與耐蝕性能對抑制部件失效至關(guān)重要。

目前可以通過表面強化技術(shù)來改善金屬表面性能，其中包括超聲滾壓 (USRP)[4]、噴丸 (SP)[5]、超音速微粒轟擊 (SFPB)[6]、激光沖擊強化 (LSP)[7] 等。激光沖擊強化 (LSP) 是利用高功率的脈沖激光誘導(dǎo)形成的等離子沖擊波對金屬材料進行表面強化。利用沖擊波使合金以極高應(yīng)變率產(chǎn)生冷塑變形，細化表層組織，并引入殘余壓應(yīng)力，顯著改善材料的表面性能 [8]。與其他表面處理工藝相比，具有高效、可控、精確等優(yōu)點，可以引入較大的殘余壓應(yīng)力，且不會破壞材料表面完整性等獨特優(yōu)勢 [9,10]。近年來，通過 LSP 對鈦合金進行表面強化的研究眾多。例如：Nie 等人 [11] 發(fā)現(xiàn) LSP 處理后 TC11 鈦合金表層形成厚度為 1500μm 的塑性變形層，同時表面產(chǎn)生高幅值殘余壓應(yīng)力。Yang 等人 [12] 對 LSP 處理后 Ti-6Al-4V 鈦合金進行研究，發(fā)現(xiàn) LSP 導(dǎo)致殘余壓應(yīng)力產(chǎn)生，表層晶粒細化。通過細晶強化使得 Ti6Al-4V 鈦合金硬度得到提升。孟憲凱等人 [13] 采用雙脈沖激光沖擊強化對 Ti6Al4V 鈦合金進行處理發(fā)現(xiàn)，在試樣中形成了細晶 - 粗晶 - 細晶的組織結(jié)構(gòu)。與未處理試樣相比顯微硬度提升了 16.7%, 強度顯著提升的同時伸長率基本不變。Jin 等人 [14] 研究發(fā)現(xiàn)，激光沖擊強化后，增材制造的 TC4 試樣表面硬度增加了約 11%。Luo 等人 [15] 研究了激光沖擊強化對 Ti80 合金組織和腐蝕性能的影響，經(jīng) LSP 處理后，不同組織的 Ti80 合金表面晶粒均得到細化，顯微硬度顯著提高，產(chǎn)生了殘余壓應(yīng)力，且顯微硬度和殘余壓應(yīng)力沿層深均呈現(xiàn)出梯度變化特征，耐蝕性提升。Angshuman 等人 [10] 對激光焊接純鈦樣品進行激光沖擊強化，發(fā)現(xiàn)由于激光沖擊后塑性變形產(chǎn)生大量的殘余壓應(yīng)力，導(dǎo)致應(yīng)變硬化和組織的變化，亞表層熔合區(qū)的顯微硬度提高了約 26%, 由于殘余壓應(yīng)力較高，晶粒細化，耐蝕性也得到了提高。

上述研究表明，激光沖擊強化處理可以有效提高多類鈦合金的表面硬度以及耐腐蝕性能，但對激光沖擊強化前后 TA15 鈦合金的組織調(diào)控和腐蝕行為研究并未涉及。此外，通過處理鈦合金可以形成多種變形能力不同的組織 [16]。因此本研究通過 LSP 對等軸組織和網(wǎng)籃組織 TA15 鈦合金進行表面強化處理，并對表面改性后不同組織 TA15 鈦合金的微觀組織演變和腐蝕行為進行深入研究以及對比分析，探求激光沖擊強化對不同組織 TA15 鈦合金耐腐蝕性能的影響，為提高 TA15 鈦合金的耐腐蝕性能提供理論依據(jù)和技術(shù)支持。

2、材料與方法

2.1 材料制備

實驗所用材料為成分如表 1 所示的厚度為 2 mm 板狀 TA15 鈦合金。將試樣進行 920℃下退火 2 h 處理和 1010℃下退火 1 h 處理，然后空冷至室溫，分別得到等軸組織和網(wǎng)籃組織，如圖 1 所示。利用 Image J 軟件對兩種組織的 TA15 鈦合金中的 β 相含量進行統(tǒng)計，得出等軸組織和網(wǎng)籃組織中 β 相的含量分別為 34.8% 和 23.4%。通過線切割制備出尺寸為 (10 mm (L)×10 mm (W)×2 mm (H)) 腐蝕試樣。

表 1 TA15 鈦合金的化學(xué)成分（w%）Table 1 Chemical composition of TA15 titanium alloy (w%)

2.2 激光沖擊處理與表面表征

TA15 鈦合金進行 LSP 實驗時，使用 YS80-R200A 型激光沖擊強化設(shè)備，具體參數(shù)列于表 2。處理過程中使用黑膠帶作為吸收層，純水作為約束層，沖擊 1 次。

表 2 LSP 處理參數(shù) Table 2 LSP processing parameter

采用 D8 ADVANCE 型 X 射線衍射儀 (XRD) 進行物相分析。使用金相顯微鏡 (OM) 對 LSP 處理前后不同組織的橫截面進行微觀組織觀察。將試樣機械研磨到 50 μm 左右，從中沖壓出尺寸為 ?3 mm 的小圓片并進行單、雙面減薄，用 JEM-2100 透射電子顯微鏡 (TEM) 進行表層和次表層 (距表面約 25μm) 組織觀察。使用 Nanofocus AG 的三維形態(tài)測量儀測量樣品的表面粗糙度 (Sa)。

2.3 力學(xué)性能測試

使用 MH-3 型顯微硬度計測定試樣的顯微硬度。首先，測量不同組織 LSP 處理前后試件表面的顯微硬度。其次，以 20 μm 的間距測量了從表面到基材深度方向上顯微硬度的分布。

采用 X 射線殘余應(yīng)力測試儀測量 LSP 處理前后 TA15 鈦合金深度方向殘余應(yīng)力分布。采用腐蝕劑逐層剝落，在每個表面進行三次測量，取平均值。試驗的具體參數(shù)為：CuKα 射線源，α(213) 衍射晶面，傾側(cè)角選取 0°、15°、30°、45°,27 kV 的 X 射線管電壓，7 mV 的管電流，4 mm 的管直徑。

2.4 電化學(xué)測試

借助 Autolab PGSTAT128N 電化學(xué)工作站。電解液使用 3.5% NaCl 溶液。使用三電極體系，TA15 鈦合金、石墨和飽和甘汞分別作為工作、輔助和參比電極。在測試之前，將試樣在 3.5% NaCl 中浸泡 2 h, 以獲得表面相對穩(wěn)定的鈍化膜。電化學(xué)阻抗譜 (EIS) 測量時頻率范圍為 10?2 至 105 Hz。用 Zsimpwin 軟件擬合 EIS 譜。以 0.001 V/s 的掃描速率在 - 0.25V - +0.6V (vs OCP) 區(qū)間內(nèi)進行動電位極化 (PDP) 測試。通過重復(fù)至少三次的實驗來檢查結(jié)果的準確性。

2.5 靜態(tài)浸泡試驗

將暴露面積為 1 cm2 的 TA15 鈦合金試樣在 5M 的 HCl 溶液中浸泡 10 天。以 2 天為周期進行腐蝕試樣的清洗稱重和腐蝕溶液的更換。使用能譜儀 (EDS) 評估不同組織 LSP 處理前后腐蝕產(chǎn)物的元素組成，結(jié)合掃描電子顯微鏡 (SEM) 觀察腐蝕形貌。

3、分析與討論

3.1 XRD

圖 2 為激光沖擊前后 TA15 鈦合金表面的 X 衍射圖譜。從圖 2 (a,b) 中可以看出 LSP 處理前后沒有出現(xiàn)新的衍射峰，表明無新相產(chǎn)生沒有發(fā)生相變。從 60°- 80° 局部放大圖中可以明顯看出 LSP 處理后衍射峰展寬。衍射峰展寬是微觀應(yīng)變和晶粒細化共同作用的結(jié)果 [19]。根據(jù) Williamson-Hall [18] 方法，通過將 βcosθ=ε(4sinθ)+Kλ/D 公式類比為線性方程式: Y=mX+c , ε 對應(yīng)斜率 m , Kλ/D 則對應(yīng)截距 c 。公式中 β 代表半高寬，θ 為衍射角，ε 代表微觀應(yīng)變，Κ 為常數(shù) 0.89, λ 為 X 射線波長 0.15406 nm,D 為平均晶粒尺寸。使用 Jade 軟件對不同狀態(tài)試樣衍射峰對應(yīng)的半高寬 β 和衍射角 θ 值進行統(tǒng)計，將數(shù)據(jù)導(dǎo)入 Origin 進行線性擬合，擬合出的斜率 m, 即為微觀應(yīng)變，進而計算出相應(yīng)的晶粒尺寸。最終得出等軸組織和網(wǎng)籃組織試樣在 LSP 后微觀應(yīng)變分別為 2.866×10?3 和 2.824×10?3 , 相比于未處理試樣的微觀應(yīng)變分別增加至 1.23 倍和 1.2 倍，晶粒尺寸分別細化至 22.5 nm 和 23.8 nm。同時衍射峰向左偏移了一定角度，表明 TA15 鈦合金在在高能量沖擊波作用下，發(fā)生晶格畸變導(dǎo)致位錯密度增加并且引入了殘余應(yīng)力 [17]。此外還觀察到 LSP 處理后 α(112) 和 α(201) 相鄰衍射峰出現(xiàn)了重疊和展寬現(xiàn)象，這歸因于晶粒細化、晶格變形和微應(yīng)力的增加 [20]。

3.2 橫截面形貌觀察

圖 3 顯示了 TA15 鈦合金經(jīng) LSP 處理后不同組織橫截面 OM 組織形貌。結(jié)果表明，兩種組織橫截面均出現(xiàn)變形層。對于等軸組織，有厚度為 41 μm 的嚴重塑性變形區(qū)，該區(qū)域顏色較深，α 相尺寸減小，局部等軸晶粒被拉長。網(wǎng)籃組織的嚴重塑性變形層的深度為 33 μm, 該區(qū)域 α 片層的間距小至不易分辨，隨著距表面距離的增加，呈現(xiàn)出的 α 片層的間距逐漸與初始組織間距一致。兩種組織相比，等軸組織試樣的嚴重塑性變形層層深更大，強化效果更加明顯。

3.3 TEM 觀察

LSP 產(chǎn)生的高能高壓沖擊波會導(dǎo)致材料表層發(fā)生嚴重的塑性變形，從而改變近表面區(qū)域的微觀結(jié)構(gòu)。LSP 后，組織中萌生大量位錯，通過聚集形成高密度位錯。激光沖擊波在邊界和缺陷處的反射和折射會產(chǎn)生多向載荷，這將改變晶粒內(nèi)部與之間的滑移方向，造成位錯在多個滑移系中相互作用，形成位錯纏結(jié) [21], 如圖 4 (a,c)。通過進一步的位錯運動、增殖和相互作用形成位錯墻。在動態(tài)回復(fù)的作用下發(fā)展為亞晶界，實現(xiàn)晶粒的細化，如圖 4 (b,d)。此外，在圖 4 (d) 的實線橢圓區(qū)域，片狀 β 相出現(xiàn)斷裂現(xiàn)象，這可能是片狀 β 相正好垂直于沖擊波作用方向，造成 β 相斷裂 [22]。

圖 5 (a,c) 分別為等軸組織和網(wǎng)籃組織的明場相和暗場相。從圖中可以看出鈦合金的組織形態(tài)完全消失，晶粒發(fā)生嚴重碎化，晶界不易區(qū)分。從圖 5 (a,c) 右上角選區(qū)電子衍射 (SEAD) 圖中觀察到一系列不同半徑的較為連續(xù)的同心圓環(huán)，表明表層晶粒已細化為納米晶，且具有隨機的晶體取向。對等軸組織和網(wǎng)籃組織的衍射環(huán)進行對比，等軸組織的衍射環(huán)更為連續(xù)，表明晶粒尺寸更小。為了進一步分析 LSP 后等軸組織和網(wǎng)籃組織的晶粒尺寸分布，利用 Image J 軟件對多幅暗場圖像進行統(tǒng)計，得到對應(yīng)納米晶粒的尺寸分布。圖 5 (b,d) 右上角的給出了兩種組織的晶粒分布直方圖。結(jié)果表明，等軸和網(wǎng)籃組織的平均晶粒尺寸分別為 30.5 nm 和 35.5 nm。由于 XRD 可以區(qū)分取向差較小的亞晶粒，因此 XRD 對應(yīng)的晶粒尺寸更小 [23]。

等軸組織和網(wǎng)籃組織 TA15 鈦合金均是由位錯分割機制實現(xiàn)晶粒細化。由于 LSP 技術(shù)具有超高應(yīng)變率特點，在使位錯密度增加的同時相鄰亞結(jié)構(gòu)間的取向差也會被提高 [24]。隨著變形程度達到一定值后，進一步變形受到劇烈約束，部分具有特定約束和幾何條件下的位錯在晶粒內(nèi)形成具有分割功能的位錯墻。隨著變形持續(xù)加劇，原始粗晶被高密度的位錯墻圈成的亞結(jié)構(gòu)取代，亞結(jié)構(gòu)吸收周圍位錯進而達到細化晶粒的效果。

3.4 表面粗糙度

圖 6 為不同組織的 TA15 鈦合金 LSP 處理前后的三維表面形貌圖。LSP 前試樣表面有紅色均勻的流線形特征 (圖 6 (a,b)), 這是試樣在磨削過程中留下的均勻且方向趨于一致劃痕，而 LSP 后的試樣表面紅色痕跡變淺 (圖 6 (c,d)), 同時等軸組織的平均表面粗糙度 Sa 由 2.556 μm 下降到 1.544 μm, 網(wǎng)籃組織的平均表面粗糙度 Sa 由 2.603 μm 下降到 1.836 μm。這可能是由于高能、高壓的沖擊波垂直作用于材料表面，表面發(fā)生塑性流變，使得整個受沖擊表面均勻性得以提高，粗糙度減小。

3.5 顯微硬度

不同組織 TA15 鈦合金顯微硬度隨深度的變化如圖 7 所示。LSP 處理前隨著深度的增加等軸組織和網(wǎng)籃組織的顯微硬度沒有明顯變化，平均顯微硬度分別為 341.3 HV 和 372.9 HV。LSP 處理后等軸組織和網(wǎng)籃組織的表層顯微硬度分別提高了 16.7% 和 15.7%, 達到了 398.3 HV 和 431.6 HV。在 LSP 過程中，TA15 鈦合金發(fā)生嚴重塑性變形，位錯大量增殖，導(dǎo)致高密度位錯和晶粒細化。根據(jù)強化機制，位錯密度的增加提高了位錯運動的阻力，進而導(dǎo)致加工硬化；此外，晶粒細化造成晶界增加，晶界間的結(jié)合力增加 [25]。兩種強化作用導(dǎo)致了顯微硬度的提高。LSP 處理后，TA15 鈦合金顯微硬度隨深度的增加呈逐漸減小的趨勢。這是由于激光沖擊波的能量逐漸衰減，造成兩種強化效果減弱。

3.6 殘余應(yīng)力

激光沖擊波會使材料表面產(chǎn)生嚴重的塑性變形，使晶格發(fā)生畸變，從而在材料表面形成較大的殘余壓應(yīng)力 [26]。圖 8 為經(jīng)過 LSP 處理后 TA15 鈦合金的殘余應(yīng)力深度分布。LSP 處理后，等軸組織和網(wǎng)籃組織表層都產(chǎn)生了高幅值的殘余壓應(yīng)力。其中，等軸組織表層的殘余壓應(yīng)力達到了 - 325 MPa, 殘余壓應(yīng)力層深度約為 85 μm, 網(wǎng)籃組織表層的殘余壓應(yīng)力達到了 - 279 MPa, 殘余壓應(yīng)力層深度約為 73 μm。由于隨著距表層距離的增加，塑性變形程度隨之降低，所產(chǎn)生的殘余壓應(yīng)力呈梯度減小。此外，由于等軸組織由均勻分布的等軸 α 相和 β 相組成，晶粒細小均勻，具有較高的塑性變形能力，而網(wǎng)籃組織是經(jīng) β 高溫退火，在加熱過程中 α 相全部轉(zhuǎn)化成 β 相，且晶粒迅速長大，粗大的晶粒不利于材料塑性變形 [27]。兩者相比等軸組織的塑性變形能力更強，在相同激光沖擊處理條件下更容易發(fā)生塑性變形，造成晶格畸變，儲存了畸變能更大，因此誘發(fā)形成更高的殘余壓應(yīng)力。

3.7 動電位極化曲線

為了分析 LSP 處理對 TA15 鈦合金耐蝕性的影響，進行了動電位極化測試。圖 9 為 LSP 處理前后的 TA15 鈦合金的動電位極化曲線圖。

測試的各個狀態(tài)的 TA15 鈦合金的極化曲線的形狀相似，表明 TA15 鈦合金的電化學(xué)反應(yīng)機理并未因組織和 LSP 處理而發(fā)生改變。從陽極分支可知，初始階段由于 TA15 鈦合金表面鈍化膜被破壞，鈦基質(zhì)直接發(fā)生了活性溶解，導(dǎo)致極化曲線呈現(xiàn)出隨著腐蝕電位正移，腐蝕電流密度迅速增大的趨勢 [28,29]:

Ti+H2O→TiO+2H++2e?(1)

Ti+3H2O→TiO(OH)2+2H++2e?(2)

隨后腐蝕電位繼續(xù)增大到一定值后進入鈍化區(qū)，該區(qū)域腐蝕電流基本保持不變，這是由于在 TA15 鈦合金表面形成了新的鈍化膜 [30]:

4TiO+2H2O?4e?→2Ti2O3+4H+(3)

Ti2O3+4OH?→2TiO(OH)2+H2O+4e?

TiO(OH)2→TiO2+H2O(5)

通過 Tafel 外推法可以計算出腐蝕電位，腐蝕電流密度。表 3 給出了不同狀態(tài) TA15 鈦合金極化曲線對應(yīng)的參數(shù)值。腐蝕電位只是反映了材料發(fā)生腐蝕可能性的趨勢，而不能代表腐蝕速率的快慢 [32]。而材料的腐蝕速率與腐蝕電流密度有關(guān)，腐蝕電流密度越大，腐蝕速率越快 [32]。腐蝕電流密度值越小，表明合金表面氧化膜致密性越好，耐腐蝕性能越好 [33]。對于所研究的兩種組織，LSP 處理前，等軸組織的腐蝕電流密度與網(wǎng)籃組織相比較小，因此網(wǎng)籃組織的耐蝕性較差。LSP 處理后，兩種組織的腐蝕電流密度值均減小，表明 LSP 后 TA15 鈦合金的耐蝕性得到提高。同時還發(fā)現(xiàn)網(wǎng)籃組織的腐蝕電流密度減小程度遠大于等軸組織。β 相具有更好的耐蝕性，其含量越多，相應(yīng)的耐蝕性能越好 [31]。此外，當(dāng)鈦合金同時含有 α 和 β 兩相時，在發(fā)生腐蝕的過程中會產(chǎn)生原電池效應(yīng)。由于片狀 α 相和 β 相電極微觀結(jié)構(gòu)中標(biāo)準平衡勢不同，片狀 α 相的增多會增加原電池形成的概率，形成更多微原電池，導(dǎo)致加速腐蝕 [35]。LSP 前，相比等軸組織，網(wǎng)籃組織中 β 相的含量低，且含有大量的片層 α 相，會造成更多微原電池的形成，加速材料腐蝕。在這兩種因素的共同影響下，網(wǎng)籃組織的耐蝕性遠小于等軸組織，相應(yīng)的腐蝕電流密度表現(xiàn)出較大的差異，此時腐蝕電流相差較大是由于組織形態(tài)存在差異造成的。而 LSP 處理后的兩種組織 TA15 鈦合金表層晶粒發(fā)生嚴重碎化，掩蓋了鈦合金原有的組織形貌，表層晶粒尺寸均達到納米級。此時影響 TA15 鈦合金腐蝕性能的主要因素轉(zhuǎn)變?yōu)?LSP 后形成的納米結(jié)構(gòu)，兩種組織之間差異不明顯，最終造成耐蝕性相近，即腐蝕電流相差較小。因此腐蝕電流密度降低程度表現(xiàn)為網(wǎng)籃組織遠大于等軸組織。同時從圖 9 也可以看出，所有試樣的極化曲線中都出現(xiàn)了鈍化區(qū)。鈍化區(qū)的出現(xiàn)，表明合金試樣暴露在腐蝕介質(zhì)中時鈍化膜可以在試樣表面自然形成 [36]。鈍化區(qū)所對應(yīng)的陽極電流密度可以用來反映鈍化膜的溶解，鈍化膜抵抗腐蝕介質(zhì)能力越強，則溶解速度越小，相應(yīng)的鈍化電流越小。LSP 處理后，兩種組織的鈍化電流密度都減小，表明試樣表面的鈍化膜溶解速率降低，抵抗腐蝕的能力增強。

表 3 不同狀態(tài) TA15 鈦合金的動電位極化曲線參數(shù) Table 3 PDP curve parameters of TA15 titanium alloy in different states

為了進一步研究激光沖擊強化對 TA15 鈦合金電化學(xué)性能的影響，進行了電化學(xué)阻抗譜的測試。圖 10 為 TA15 鈦合金在 3.5% NaCl 溶液中的 EIS 以及相對應(yīng)的擬合直線。

圖 10 中，測試的所有試樣都顯示出相似的電容阻抗環(huán)，表明腐蝕機制并沒有因組織結(jié)構(gòu)和強化處理而發(fā)生改變。電容阻抗環(huán)的半徑越大，相應(yīng)的耐蝕性能越好 [37]。初始狀態(tài)的兩種組織中，等軸組織測得的電容阻抗環(huán)的半徑相對較大，其耐蝕性能好。LSP 處理后，兩種組織的電容阻抗環(huán)半徑顯著增大。在圖 10 (b) 的 Bode 圖中，LSP 處理后，在低頻范圍內(nèi)兩種組織的阻抗幅值顯著增大，低頻區(qū)的阻抗幅值越大，耐腐蝕性能越好。同時相位角曲線可以看出最大相位角增大，并且出現(xiàn)的相位角平臺展寬。再次表明 LSP 處理后 TA15 鈦合金的耐蝕性得到提升。

測試的所有試樣的相位角圖在一定頻率范圍內(nèi)都出現(xiàn)了一個較寬的平臺，這種特征的出現(xiàn)可能與鈦合金表面形成的鈍化膜的雙層結(jié)構(gòu)有關(guān) [38]。致密內(nèi)層和多孔外層構(gòu)成鈍化膜雙層結(jié)構(gòu) [39-41]。因此選用圖 11 所示的等效電路進行擬合，結(jié)果列于表 4。該電路中 Rf 和CPEf 分別為外層的電阻和電容；Rct 和 CPEdl 分別為內(nèi)層的電阻和電容；Rs 為溶液電阻。由于電極表面存在缺陷，一般采用 CPE 代替純電容 [42,43]。通常χ2被用來評價擬合質(zhì)量。χ2的值在 10?3?10?4 范圍內(nèi)，說明實驗結(jié)果與相應(yīng)的等效電路吻合較好 [44]。從表 4 可知，TA15 鈦合金的內(nèi)阻擋層的電阻值顯著大于多孔外層的電阻值，表明對合金的腐蝕保護主要依靠內(nèi)阻擋層 [29]。LSP 處理后試樣的電容值降低，表明耐蝕性提高。極化電阻 ( Rp ) 被用來評價材料的耐蝕性，Rp 越大相應(yīng)的耐腐蝕性能越好 [46]。Rp 可以用以下公式計算，即 Rp=Rf+Rct 。通過計算得出，極化電阻的從小到大依次為：未處理的網(wǎng)籃組織 < 未處理等軸組織 < LSP 處理后網(wǎng)籃組織 < LSP 處理后等軸組織，很好的與極化曲線結(jié)果相對應(yīng)。

表 4 等效電路參數(shù) Table 4 Equivalent circuit parameters

LSP 處理后，兩種組織的 TA15 鈦合金試樣的表面粗糙度降低，表層晶粒細化，且產(chǎn)生了高幅值的殘余壓應(yīng)力。相關(guān)研究表明，隨著表面粗糙度的增加，腐蝕的有效面積增加，使耐腐蝕性能變差 [46]。粗糙度越小，活性面積越小，使得腐蝕速率越低，耐腐蝕性能越好。由于鈍化膜的形成包含形核和長大，形核通常發(fā)生在高能缺陷處，如晶界 [47]。晶粒細化導(dǎo)致晶界增加，使鈍化膜的形核位點顯著增加。致密的形核位點可以減小鈍化膜在整個表面的橫向生長距離 [48]。因此，晶粒細化可以加速鈍化膜的形成，進而改善耐蝕性。在鈦合金與腐蝕離子接觸后，表面會迅速形成一層連續(xù)致密的氧化膜，這使得鈦合金在許多腐蝕條件下都表現(xiàn)出很高的耐腐蝕性 [49]。一旦鈍化膜遭到破壞，腐蝕速率會迅速增加，表面殘余壓應(yīng)力的出現(xiàn)會使鈍化膜致密性增加，不易被破壞。此外，表面產(chǎn)生的高幅值殘余壓應(yīng)力，延緩了裂紋的萌生，并減緩了腐蝕層裂紋的擴展 [50], 當(dāng)鈍化膜破損后，LSP 處理后形成的殘余壓應(yīng)層也可以抑制腐蝕裂紋將進一步向內(nèi)擴展，提高材料抗腐蝕能力。在表面粗糙度、晶粒細化、殘余壓應(yīng)力、β 相含量和 α 相形態(tài)的共同作用下，表現(xiàn)出等軸組織的耐蝕性優(yōu)于網(wǎng)籃組織，同時 LSP 后，TA15 鈦合金的耐蝕性得到顯著提升。

3.9 靜態(tài)浸沒結(jié)果

本文靜態(tài)浸泡實驗的主要目的是計算不同組織的 TA15 鈦合金激光沖擊處理前后在 5MHCl 溶液中長時間浸泡后的腐蝕速率，觀察表面形貌和表面化學(xué)成分的差異，進而探究 LSP 對 TA15 鈦合金耐蝕性的影響。圖 12 為 TA15 鈦合金在 5MHCl 溶液中的重量損失情況，未處理的等軸組織的重量損失小于網(wǎng)籃組織。經(jīng)過 LSP 處理后等軸組織的重量損失仍小于網(wǎng)籃組織，但可以明顯看出兩種組織的重量損失相對于未處理的明顯減小。此外，所有試樣的重量損失隨時間都呈線性變化，表明腐蝕速率是恒定的。通過失重法利用公式 (6) 計算腐蝕速率 (CR):

CR=A×T×DK×W

其中 K 為常數(shù) (8.76×104) , W 為浸泡過程中損失的重量 (g),A 為浸泡面積 (cm2) , T 為浸泡時間 (h),D 為試樣密度 (g/cm3) 。結(jié)果如圖 13 所示，腐蝕速率的大小遵循未處理的網(wǎng)籃組織 > 未處理等軸組織 > LSP 處理后網(wǎng)籃組織 > LSP 處理后等軸組織的規(guī)律。LSP 處理后樣品的腐蝕速率顯著減小。

圖 14 為 TA15 鈦合金在 5MHCl 溶液中浸泡 10 天后的 SEM 圖以及 EDS。圖 14 顯示樣品表面變得不平整，發(fā)生了嚴重的腐蝕現(xiàn)象，表面可以看到明顯的腐蝕產(chǎn)物。EDS 圖顯示了各個樣品腐蝕過后檢測到的元素及其含量。所有樣品檢測到的主要元素都是 Ti、O、Al、Zr、Mo, 其中 O 元素的存在表明腐蝕后的樣品表面有一層氧化層，Ti 元素含量同樣遵循未處理的網(wǎng)籃組織 < 未處理等軸組織 < LSP 處理后網(wǎng)籃組織 < LSP 處理后等軸組織的規(guī)律。進行 LSP 處理的試樣相比于未處理的試樣 Ti 元素含量增加，表明 LSP 處理的試樣上形成了更加穩(wěn)定且致密的保護性氧化膜。

如圖 15 所示，不同狀態(tài)試樣表面均發(fā)生了不均勻腐蝕，α 相優(yōu)先被溶解，此外 β 相和 α 相之間腐蝕最為嚴重。由于合金元素在 α 相和 β 相中分布不均勻，兩者之間形成了勢差，導(dǎo)致 α 相和 β 相之間的區(qū)域發(fā)生嚴重腐蝕，即嚴重的晶間腐蝕。圖 15 (a) 顯示初始狀態(tài)的等軸組織，表面不平整，有相對深而大的腐蝕坑，腐蝕較為嚴重。在圖 15 (c) 初始狀態(tài)的網(wǎng)籃組織中觀察到晶界和相界優(yōu)先發(fā)生嚴重腐蝕，表面的平整度進一步惡化。LSP 處理后的等軸組織，如圖 15 (b), 與初始狀態(tài)的等軸組織相比，表面變得平整，腐蝕坑小而淺。LSP 處理后的網(wǎng)籃組織，如圖 15 (d), 晶界和相界腐蝕程度減弱。

4、結(jié) 論

本研究對 TA15 鈦合金等軸組織和網(wǎng)籃組織進行了 LSP 處理。對比研究了 LSP 前后試樣微觀組織變化，以及在 3.5% NaCl 和 5MHCl 溶液中的腐蝕行為，最終得到了以下結(jié)果:

激光沖擊不改變 TA15 鈦合金的微觀組成，但在高能沖擊波的作用下組織發(fā)生塑性變形，由于激光沖擊波的能量隨距表面深度的增加逐漸衰減，導(dǎo)致沿深度方向形成的梯度微觀結(jié)構(gòu)，顯微硬度和殘余壓應(yīng)力也隨之呈現(xiàn)梯度減小的特征。TA15 鈦合金耐蝕性遵循：網(wǎng)籃組織 < 等軸組織。LSP 處理后，等軸組織和網(wǎng)籃組織的嚴重塑性變形層分別為 41 μm 和 33 μm, 同時表層晶粒尺寸均細化至納米級。晶粒細化，晶界增加，增加了鈍化膜的形核位點，加速鈍化膜的形成，提高 TA15 鈦合金的耐蝕性；表面粗糙度減小，降低了腐蝕速率；同時表層產(chǎn)生的高幅值殘余壓應(yīng)力延緩了腐蝕裂紋的萌生和擴展，進一步提升了合金的耐蝕性。

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