1、引 言

钛合金因其优异的机能
，如高比强度、优异的热不变性和优良的耐侵蚀性等
，在航空航天领域得到了宽泛的利用 [1]。其中
，TA15 钛合金作为近 α 型钛合金
，是一种沉要的航空资料 [2], 被宽泛利用于飞机结构件的造作。随着我国飞机在海上执行工作越来越频仍
，受海洋大气环境影响
，机体部件易产生电化学侵蚀 [3]。同时
，在运行过程中受表物影响
，部件表表易危险导致失效。因而
，提高资料表表硬杜纂耐蚀机能对抑造部件失效至关沉要。

目前能够通过表表强化技术来改善金属表表机能
，其中蕴含超声滚压 (USRP)[4]、喷丸 (SP)[5]、超音速微粒轰击 (SFPB)[6]、激光冲击强化 (LSP)[7] 等。激光冲击强化 (LSP) 是利用高功率的脉冲激光诱导形成的等离子冲击波对金属资料进行表表强化。利用冲击波使合金以极高应变率产生冷塑变形
，细化表层组织
，并引入残存压应力
，显著改善资料的表表机能 [8]。与其他表表处置工艺相比
，拥有高效、可控、精确蹬着点
，能够引入较大的残存压应力
，且不会粉碎资料表表齐全性等怪异优势 [9,10]。近年来
，通过 LSP 对钛合金进行表表强化的钻研多多。例如：Nie 等人 [11] 发现 LSP 处置后 TC11 钛合金表层形成厚度为 1500μm 的塑性变形层
，同时表表产生高幅值残存压应力。Yang 等人 [12] 对 LSP 处置后 Ti-6Al-4V 钛合金进行钻研
，发现 LSP 导致残存压应力产生
，表层晶粒细化。通过细晶强化使得 Ti6Al-4V 钛合金硬度得到提升。孟宪凯等人 [13] 选取双脉冲激光冲击强化对 Ti6Al4V 钛合金进行处置发现
，在试样中形成了细晶 - 粗晶 - 细晶的组织结构。与未处置试样相比显微硬度提升了 16.7%, 强度显著提升的同时伸长率根基不变。Jin 等人 [14] 钻研发现
，激光冲击强化后
，增材造作的 TC4 试样表表硬度增长了约 11%。Luo 等人 [15] 钻研了激光冲击强化对 Ti80 合金组织和侵蚀机能的影响
，经 LSP 处置后
，分歧组织的 Ti80 合金表表晶粒均得到细化
，显微硬度显著提高
，产生了残存压应力
，且显微硬度和残存压应力沿层深均出现出梯度变动特点
，耐蚀性提升。Angshuman 等人 [10] 对激光焊接纯钛样品进行激光冲击强化
，发现由于激光冲击后塑性变形产生大量的残存压应力
，导致应变硬化和组织的变动
，亚表层熔合区的显微硬度提高了约 26%, 由于残存压应力较高
，晶粒细化
，耐蚀性也得到了提高。

上述钻研批注
，激光冲击强化处置能够有效提高多类钛合金的表表硬度以及耐侵蚀机能
，但对激光冲击强化前后 TA15 钛合金的组织调控和侵蚀行为钻研并未涉及。此表
，通过处置钛合金能够形成多种变形能力分歧的组织 [16]。因而本钻研通过 LSP 对等轴组织和网篮组织 TA15 钛合金进行表表强化处置
，并对表表改性后分歧组织 TA15 钛合金的微观组织演变和侵蚀行为进行深刻钻研以及对比分析
，根究激光冲击强化对分歧组织 TA15 钛合金耐侵蚀机能的影响
，为提高 TA15 钛合金的耐侵蚀机能提供理论凭据和技术支持。

2、资料与步骤

2.1 资料造备

尝试所用资料为成分如表 1 所示的厚度为 2 mm 板状 TA15 钛合金。将试样进行 920℃下退火 2 h 处置和 1010℃下退火 1 h 处置
，而后空冷至室温
，别离得到等轴组织和网篮组织
，如图 1 所示。利用 Image J 软件对两种组织的 TA15 钛合金中的 β 相含量进行统计
，得出等轴组织和网篮组织中 β 相的含量别离为 34.8% 和 23.4%。通过线切割造备出尺寸为 (10 mm (L)×10 mm (W)×2 mm (H)) 侵蚀试样。

表 1 TA15 钛合金的化学成分（w%）Table 1 Chemical composition of TA15 titanium alloy (w%)

2.2 激光冲击处置与表表表征

TA15 钛合金进行 LSP 尝试时
，使用 YS80-R200A 型激光冲击强化设备
，具体参数列于表 2。处置过程中使用黑胶带作为吸收层
，纯水作为约束层
，冲击 1 次。

表 2 LSP 处置参数 Table 2 LSP processing parameter

选取 D8 ADVANCE 型 X 射线衍射仪 (XRD) 进行物相分析。使用金相显微镜 (OM) 对 LSP 处置前后分歧组织的横截面进行微观组织观察。将试样机械研磨到 50 μm 左右
，从中冲压出尺寸为 ?3 mm 的幼圆片并进行单、双面减薄
，用 JEM-2100 透射电子显微镜 (TEM) 进行表层和次表层 (距表表约 25μm) 组织观察。使用 Nanofocus AG 的三维状态丈量仪丈量样品的表表粗糙度 (Sa)。

2.3 力学机能测试

使用 MH-3 型显微硬度计测定试样的显微硬度。首先
，丈量分歧组织 LSP 处置前后试件表表的显微硬度。其次
，以 20 μm 的间距丈量了从表表到基材深度方向上显微硬度的散布。

选取 X 射线残存应力测试仪丈量 LSP 处置前后 TA15 钛合金深度方向残存应力散布。选取侵蚀剂逐层剥落
，在每个表表进行三次丈量
，取均匀值。试验的具体参数为：CuKα 射线源
，α(213) 衍射晶面
，倾侧角拔取 0°、15°、30°、45°,27 kV 的 X 射线管电压
，7 mV 的管电流
，4 mm 的管直径。

2.4 电化学测试

借助 Autolab PGSTAT128N 电化学工作站。电解液使用 3.5% NaCl 溶液。使用三电极系统
，TA15 钛合金、石墨和鼓和甘汞别离作为工作、辅助和参比电极。在测试之前
，将试样在 3.5% NaCl 中浸泡 2 h, 以获得表表相对不变的钝化膜。电化学阻抗谱 (EIS) 丈量时频率领域为 10?2 至 105 Hz。用 Zsimpwin 软件拟合 EIS 谱。以 0.001 V/s 的扫描速度在 - 0.25V - +0.6V (vs OCP) 区间内进行动电位极化 (PDP) 测试。通过沉复至少三次的尝试来查抄了局的正确性。

2.5 静态浸泡试验

将露出面积为 1 cm2 的 TA15 钛合金试样在 5M 的 HCl 溶液中浸泡 10 天。以 2 天为周期进行侵蚀试样的洗濯称沉和侵蚀溶液的更换。使用能谱仪 (EDS) 评估分歧组织 LSP 处置前后侵蚀产品的元素组成
，结合扫描电子显微镜 (SEM) 观察侵蚀描摹。

3、分析与会商

3.1 XRD

图 2 为激光冲击前后 TA15 钛合金表表的 X 衍射图谱。从图 2 (a,b) 中能够看出 LSP 处置前后没有出现新的衍射峰
，批注无新相产生没有产生相变。从 60°- 80° 部门放大图中能够显著看出 LSP 处置后衍射峰展宽。衍射峰展宽是微观应变和晶粒细化共同作用的了局 [19]。凭据 Williamson-Hall [18] 步骤
，通过将 βcosθ=ε(4sinθ)+Kλ/D 公式类比为线性方程式: Y=mX+c , ε 对应斜率 m , Kλ/D 则对应截距 c 。公式中 β 代表半高宽
，θ 为衍射角
，ε 代表微观应变
，Κ 为常数 0.89, λ 为 X 射线波长 0.15406 nm,D 为均匀晶粒尺寸。使用 Jade 软件对分歧状态试样衍射峰对应的半高宽 β 和衍射角 θ 值进行统计
，将数据导入 Origin 进行线性拟合
，拟合出的斜率 m, 即为微观应变
，进而推算出相应的晶粒尺寸。最终得出等轴组织和网篮组织试样在 LSP 后微观应变别离为 2.866×10?3 和 2.824×10?3 , 相迸宗未处置试样的微观应变别离增长至 1.23 倍和 1.2 倍
，晶粒尺寸别离细化至 22.5 nm 和 23.8 nm。同时衍射峰向左偏移了肯定角度
，批注 TA15 钛合金在在高能量冲击波作用下
，产生晶格畸变导致位错密度增长并且引入了残存应力 [17]。此表还观察到 LSP 处置后 α(112) 和 α(201) 相邻衍射峰出现了沉叠和展宽景象
，这归因于晶粒细化、晶格变形和微应力的增长 [20]。

3.2 横截面描摹观察

图 3 显示了 TA15 钛合金经 LSP 处置后分歧组织横截面 OM 组织描摹。了局批注
，两种组织横截面均出现变形层。对于等轴组织
，有厚度为 41 μm 的严沉塑性变形区
，该区域色彩较深
，α 相尺寸减幼
，部门等轴晶粒被拉长。网篮组织的严沉塑性变形层的深度为 33 μm, 该区域 α 片层的间距幼至不易分辨
，随着距表表距离的增长
，出现出的 α 片层的间距逐步与初始组织间距一致。两种组织相比
，等轴组织试样的严沉塑性变形层层深更大
，强化成效越发显著。

3.3 TEM 观察

LSP 产生的高能高压冲击波会导致资料表层产生严沉的塑性变形
，从而扭转近表表区域的微观结构。LSP 后
，组织中萌生大量位错
，通过荟萃形成高密度位错。激光冲击波在天堑和缺点处的反射和折射会产生多向载荷
，这将扭转晶粒内部与之间的滑移方向
，造成位错在多个滑移系中相互作用
，形成位错缠结 [21], 如图 4 (a,c)。通过进一步的位错活动、增殖和相互作用形成位错墙。在动态回复的作用下发展为亚晶界
，实现晶粒的细化
，如图 4 (b,d)。此表
，在图 4 (d) 的实线椭圆区域
，片状 β 相出现断裂景象
，这可能是片状 β 相正好垂直于冲击波作用方向
，造成 β 相断裂 [22]。

图 5 (a,c) 别离为等轴组织和网篮组织的明场相和暗场相。从图中能够看出钛合金的组织状态齐全隐没
，晶粒产生严沉碎化
，晶界不易分辨。从图 5 (a,c) 右上角选区电子衍射 (SEAD) 图中观察到一系列分歧半径的较为陆续的同心圆环
，批注表层晶粒已细化为纳米晶
，且拥有随机的晶体取向。对等轴组织和网篮组织的衍射环进行对比
，等轴组织的衍射环更为陆续
，批注晶粒尺寸更幼。为了进一步分析 LSP 后等轴组织和网篮组织的晶粒尺寸散布
，利用 Image J 软件对多幅暗场图像进行统计
，得到对应纳米晶粒的尺寸散布。图 5 (b,d) 右上角的给出了两种组织的晶粒散布直方图。了局批注
，等轴和网篮组织的均匀晶粒尺寸别离为 30.5 nm 和 35.5 nm。由于 XRD 能够分辨取向差较幼的亚晶粒
，因而 XRD 对应的晶粒尺寸更幼 [23]。

等轴组织和网篮组织 TA15 钛合金均是由位错宰割机造实现晶粒细化。由于 LSP 技术拥有超高应变率特点
，在使位错密度增长的同时相邻亚结构间的取向差也会被提高 [24]。随着变形水平达到肯定值后
，进一步变形受到剧烈约束
，部门拥有特定约束和几何前提下的位错在晶粒内形成拥有宰割职能的位错墙。随着变形持续加剧
，原始粗晶被高密度的位错墙圈成的亚结构取代
，亚结构吸收周围位错进而达到细化晶粒的成效。

3.4 表表粗糙度

图 6 为分歧组织的 TA15 钛合金 LSP 处置前后的三维表表描摹图。LSP 前试样表表有红色均匀的流线形特点 (图 6 (a,b)), 这是试样在磨削过程中留下的均匀且方向趋于一致划痕
，而 LSP 后的试样表表红色痕迹变浅 (图 6 (c,d)), 同时等轴组织的均匀表表粗糙度 Sa 由 2.556 μm 降落到 1.544 μm, 网篮组织的均匀表表粗糙度 Sa 由 2.603 μm 降落到 1.836 μm。这可能是由于高能、高压的冲击波垂直作用于资料表表
，表表产生塑性流变
，使得整个受冲击表表均匀性得以提高
，粗糙度减幼。

3.5 显微硬度

分歧组织 TA15 钛合金显微硬度随深度的变动如图 7 所示。LSP 处置前随着深度的增长等轴组织和网篮组织的显微硬度没有显著变动
，均匀显微硬度别离为 341.3 HV 和 372.9 HV。LSP 处置后等轴组织和网篮组织的表层显微硬度别离提高了 16.7% 和 15.7%, 达到了 398.3 HV 和 431.6 HV。在 LSP 过程中
，TA15 钛合金产生严沉塑性变形
，位错大量增殖
，导致高密度位错和晶粒细化。凭据强化机造
，位错密度的增长提高了位错活动的阻力
，进而导致加工硬化；此表
，晶粒细化造成晶界增长
，晶界间的结合力增长 [25]。两种强化作用导致了显微硬度的提高。LSP 处置后
，TA15 钛合金显微硬度随深度的增长呈逐步减幼的趋向。这是由于激光冲击波的能量逐步衰减
，造成两种强化成效减弱。

3.6 残存应力

激光冲击波会使资料表表产生严沉的塑性变形
，使晶格产生畸变
，从而在资料表表形成较大的残存压应力 [26]。图 8 为经过 LSP 处置后 TA15 钛合金的残存应力深度散布。LSP 处置后
，等轴组织和网篮组织表层都产生了高幅值的残存压应力。其中
，等轴组织表层的残存压应力达到了 - 325 MPa, 残存压应力层深度约为 85 μm, 网篮组织表层的残存压应力达到了 - 279 MPa, 残存压应力层深度约为 73 μm。由于随着距表层距离的增长
，塑性变形水平随之降低
，所产生的残存压应力呈梯度减幼。此表
，由于等轴组织由均匀散布的等轴 α 相和 β 相组成
，晶粒藐幼均匀
，拥有较高的塑性变形能力
，而网篮组织是经 β 高温退火
，在加热过程中 α 相全数转化成 β 相
，且晶粒迅速长大
，粗壮的晶粒不利于资料塑性变形 [27]。两者相比等轴组织的塑性变形能力更强
，在一样激光冲击处置前提下更容易产生塑性变形
，造成晶格畸变
，贮存了畸变能更大
，因而诱发形成更高的残存压应力。

3.7 动电位极化曲线

为了分析 LSP 处置对 TA15 钛合金耐蚀性的影响
，进行了动电位极化测试。图 9 为 LSP 处置前后的 TA15 钛合金的动电位极化曲线图。

测试的各个状态的 TA15 钛合金的极化曲线的状态类似
，批注 TA15 钛合金的电化学反映机理并未因组织和 LSP 处置而产生扭转。从阳极分支可知
，初始阶段由于 TA15 钛合金表表钝化膜被粉碎
，钛基质直接产生了活性溶化
，导致极化曲线出现出随着侵蚀电位正移
，侵蚀电流密度迅速增大的趋向 [28,29]:

Ti+H2O→TiO+2H++2e?(1)

Ti+3H2O→TiO(OH)2+2H++2e?(2)

随后侵蚀电位持续增大到肯定值后进入钝化区
，该区域侵蚀电流根基维持不变
，这是由于在 TA15 钛合金表表形成了新的钝化膜 [30]:

4TiO+2H2O?4e?→2Ti2O3+4H+(3)

Ti2O3+4OH?→2TiO(OH)2+H2O+4e?

TiO(OH)2→TiO2+H2O(5)

通过 Tafel 表推法能够推算出侵蚀电位
，侵蚀电流密度。表 3 给出了分歧状态 TA15 钛合金极化曲线对应的参数值。侵蚀电位只是反映了资料产生侵蚀可能性的趋向
，而不能代表侵蚀速度的快慢 [32]。而资料的侵蚀速度与侵蚀电流密杜仔关
，侵蚀电流密度越大
，侵蚀速度越快 [32]。侵蚀电流密度值越幼
，批注合金表表氧化膜致密性越好
，耐侵蚀机能越好 [33]。对于所钻研的两种组织
，LSP 处置前
，等轴组织的侵蚀电流密杜纂网篮组织相比力幼
，因而网篮组织的耐蚀性较差。LSP 处置后
，两种组织的侵蚀电流密度值均减幼
，批注 LSP 后 TA15 钛合金的耐蚀性得到提高。同时还发现网篮组织的侵蚀电流密度减幼水平弘远于等轴组织。β 相拥有更好的耐蚀性
，其含量越多
，相应的耐蚀机能越好 [31]。此表
，当钛合金同时含有 α 和 β 两相时
，在产生侵蚀的过程中会产生原电池效应。由于片状 α 相和 β 相电极微观结构中尺度平衡势分歧
，片状 α 相的增多会增长原电池形成的概率
，形成更多微原电池
，导致加快侵蚀 [35]。LSP 前
，相比等轴组织
，网篮组织中 β 相的含量低
，且含有大量的片层 α 相
，会造成更多微原电池的形成
，加快资料侵蚀。在这两种成分的共同影响下
，网篮组织的耐蚀性远幼于等轴组织
，相应的侵蚀电流密度阐发出较大的差距
，此时侵蚀电流相差较大是由于组织状态存在差距造成的。而 LSP 处置后的两种组织 TA15 钛合金表层晶粒产生严沉碎化
，覆盖了钛合金原有的组织描摹
，表层晶粒尺寸均达到纳米级。此时影响 TA15 钛合金侵蚀机能的重要成分转变为 LSP 后形成的纳米结构
，两种组织之间差距不显著
，最终造成耐蚀性相近
，即侵蚀电流相差较幼。因而侵蚀电流密度降低水平阐发为网篮组织弘远于等轴组织。同时从图 9 也能够看出
，所有试样的极化曲线中都出现了钝化区。钝化区的出现
，批注合金试样露出在侵蚀介质中时钝化膜能够在试样表表天然形成 [36]。钝化区所对应的阳极电流密度能够用来反映钝化膜的溶化
，钝化膜抵抗侵蚀介质能力越强
，则溶化速度越幼
，相应的钝化电流越幼。LSP 处置后
，两种组织的钝化电流密度都减幼
，批注试样表表的钝化膜溶化速度降低
，抵抗侵蚀的能力加强。

表 3 分歧状态 TA15 钛合金的动电位极化曲线参数 Table 3 PDP curve parameters of TA15 titanium alloy in different states

为了进一步钻研激光冲击强化对 TA15 钛合金电化学机能的影响
，进行了电化学阻抗谱的测试。图 10 为 TA15 钛合金在 3.5% NaCl 溶液中的 EIS 以及相对应的拟合直线。

图 10 中
，测试的所有试样都显示出类似的电容阻抗环
，批注侵蚀机造并没有因组织结构和强化处置而产生扭转。电容阻抗环的半径越大
，相应的耐蚀机能越好 [37]。初始状态的两种组织中
，等轴组织测得的电容阻抗环的半径相对较大
，其耐蚀机能好。LSP 处置后
，两种组织的电容阻抗环半径显著增大。在图 10 (b) 的 Bode 图中
，LSP 处置后
，在低频领域内两种组织的阻抗幅值显著增大
，低频区的阻抗幅值越大
，耐侵蚀机能越好。同时相位角曲线能够看出最大相位角增大
，并且出现的相位角平台展宽。再次批注 LSP 处置后 TA15 钛合金的耐蚀性得到提升。

测试的所有试样的相位角图在肯定频率领域内都出现了一个较宽的平台
，这种特点的出现可能与钛合金表表形成的钝化膜的双层结构有关 [38]。致密内层和多孔表层组成钝化膜双层结构 [39-41]。因而选用图 11 所示的等效电路进行拟合
，了局列于表 4。该电路中 Rf 和CPEf 别离为表层的电阻和电容；Rct 和 CPEdl 别离为内层的电阻和电容；Rs 为溶液电阻。由于电极表表存在缺点
，通常选取 CPE 包办纯电容 [42,43]。通常χ2被用来评价拟合质量。χ2的值在 10?3?10?4 领域内
，注明尝试了局与相应的等效电路吻合较好 [44]。从表 4 可知
，TA15 钛合金的内反对层的电阻值显著大于多孔表层的电阻值
，批注对合金的侵蚀；ぶ匾栏侥诜炊圆 [29]。LSP 处置后试样的电容值降低
，批注耐蚀性提高。极化电阻 ( Rp ) 被用来评价资料的耐蚀性
，Rp 越大相应的耐侵蚀机能越好 [46]。Rp 能够用以下公式推算
，即 Rp=Rf+Rct 。通过推算得出
，极化电阻的从幼到大顺次为：未处置的网篮组织 < 未处置等轴组织 < LSP 处置后网篮组织 < LSP 处置后等轴组织
，很好的与极化曲线了局相对应。

表 4 等效电路参数 Table 4 Equivalent circuit parameters

LSP 处置后
，两种组织的 TA15 钛合金试样的表表粗糙度降低
，表层晶粒细化
，且产生了高幅值的残存压应力。有关钻研批注
，随着表表粗糙度的增长
，侵蚀的有效面积增长
，使耐侵蚀机能变差 [46]。粗糙度越幼
，活性面积越幼
，使得侵蚀速度越低
，耐侵蚀机能越好。由于钝化膜的形成蕴含形核和长大
，形核通常产生在高能缺点处
，如晶界 [47]。晶粒细化导致晶界增长
，使钝化膜的形核位点显著增长。致密的形核位点能够减幼钝化膜在整个表表的横向成长距离 [48]。因而
，晶粒细化能够加快钝化膜的形成
，进而改善耐蚀性。在钛合金与侵蚀离子接触后
，表表会迅速形成一层陆续致密的氧化膜
，这使得钛合金在很多侵蚀前提下都阐发出很高的耐侵蚀性 [49]。一旦钝化膜遭到粉碎
，侵蚀速度会迅速增长
，表表残存压应力的出现会使钝化膜致密性增长
，不易被粉碎。此表
，表表产生的高幅值残存压应力
，延缓了裂纹的萌生
，并减缓了侵蚀层裂纹的扩大 [50], 当钝化膜破损后
，LSP 处置后形成的残存压应层也能够抑造侵蚀裂纹将进一步向内扩大
，提高资料抗侵蚀能力。在表表粗糙度、晶粒细化、残存压应力、β 相含量和 α 相状态的共同作用下
，阐发出等轴组织的耐蚀性优于网篮组织
，同时 LSP 后
，TA15 钛合金的耐蚀性得到显著提升。

3.9 静态浸没了局

本娴静态浸泡尝试的重要主张是推算分歧组织的 TA15 钛合金激光冲击处置前后在 5MHCl 溶液中长功夫浸泡后的侵蚀速度
，观察表表描摹和表表化学成分的差距
，进而探索 LSP 对 TA15 钛合金耐蚀性的影响。图 12 为 TA15 钛合金在 5MHCl 溶液中的沉量损失情况
，未处置的等轴组织的沉量损失幼于网篮组织。经过 LSP 处置后等轴组织的沉量损失仍幼于网篮组织
，但能够显著看出两种组织的沉量损失相对于未处置的显著减幼。此表
，所有试样的沉量损失随功夫都呈线性变动
，批注侵蚀速度是恒定的。通错误沉法利用公式 (6) 推算侵蚀速度 (CR):

CR=A×T×DK×W

其中 K 为常数 (8.76×104) , W 为浸泡过程中损失的沉量 (g),A 为浸泡面积 (cm?) , T 为浸泡功夫 (h),D 为试样密度 (g/cm?) 。了局如图 13 所示
，侵蚀速度的大幼遵循未处置的网篮组织 > 未处置等轴组织 > LSP 处置后网篮组织 > LSP 处置后等轴组织的法规。LSP 处置后样品的侵蚀速度显著减幼。

图 14 为 TA15 钛合金在 5MHCl 溶液中浸泡 10 天后的 SEM 图以及 EDS。图 14 显示样品表表变得不平坦
，产生了严沉的侵蚀景象
，表表能够看到显著的侵蚀产品。EDS 图显示了各个样品侵蚀过后检测到的元素及其含量。所有样品检测到的重要元素都是 Ti、O、Al、Zr、Mo, 其中 O 元素的存在批注侵蚀后的样品表表有一层氧化层
，Ti 元素含量同样遵循未处置的网篮组织 < 未处置等轴组织 < LSP 处置后网篮组织 < LSP 处置后等轴组织的法规。进行 LSP 处置的试样相迸宗未处置的试样 Ti 元素含量增长
，批注 LSP 处置的试样上形成了越发不变且致密的；ば匝趸。

如图 15 所示
，分歧状态试样表表均产生了不均匀侵蚀
，α 相优先被溶化
，此表 β 相和 α 相之间侵蚀最为严沉。由于合金元素在 α 相和 β 相平散布不均匀
，两者之间形成了势差
，导致 α 相和 β 相之间的区域产生严沉侵蚀
，即严沉的晶间侵蚀。图 15 (a) 显示初始状态的等轴组织
，表表不平坦
，有相对深而大的侵蚀坑
，侵蚀较为严沉。在图 15 (c) 初始状态的网篮组织中观察到晶界和相界优先产生严沉侵蚀
，表表的平坦度进一步恶化。LSP 处置后的等轴组织
，如图 15 (b), 与初始状态的等轴组织相比
，表表变得平坦
，侵蚀坑幼而浅。LSP 处置后的网篮组织
，如图 15 (d), 晶界和相界侵蚀水平减弱。

4、结 论

本钻研对 TA15 钛合金等轴组织和网篮组织进行了 LSP 处置。对比钻研了 LSP 前后试样微观组织变动
，以及在 3.5% NaCl 和 5MHCl 溶液中的侵蚀行为
，最终得到了以下了局:

激光冲击不扭转 TA15 钛合金的微观组成
，但在高能冲击波的作用下组织产生塑性变形
，由于激光冲击波的能量随距表表深度的增长逐步衰减
，导致沿深度方向形成的梯度微观结构
，显微硬度和残存压应力也随之出现梯度减幼的特点。TA15 钛合金耐蚀性遵循：网篮组织 < 等轴组织。LSP 处置后
，等轴组织和网篮组织的严沉塑性变形层别离为 41 μm 和 33 μm, 同时表层晶粒尺寸均细化至纳米级。晶粒细化
，晶界增长
，增长了钝化膜的形核位点
，加快钝化膜的形成
，提高 TA15 钛合金的耐蚀性；表表粗糙度减幼
，降低了侵蚀速度；同时表层产生的高幅值残存压应力延缓了侵蚀裂纹的萌生和扩大
，进一步提升了合金的耐蚀性。

参考文件

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