超聲沖擊處理時(shí)間對17CrNiMo6鋼表層組織細(xì)化與性能的影響

倪永恒，朱有利，侯 帥

(陸軍裝甲兵學(xué)院 裝備保障與再制造系，北京 100072)

隨著高速列車和風(fēng)力發(fā)電行業(yè)的迅速發(fā)展，相關(guān)零部件的安全可靠性問題受到越來越多的重視。17CrNiMo6鋼因高強(qiáng)度、高韌性和高淬透性而被廣泛應(yīng)用于高鐵、風(fēng)力發(fā)電等工業(yè)領(lǐng)域。在高速列車上，17CrNiMo6鋼主要應(yīng)用于動力傳動系統(tǒng)的重載齒輪軸上[1]。因疲勞引起的17CrNiMo6鋼齒輪軸裂紋和斷裂故障，明顯降低了機(jī)車傳動系統(tǒng)機(jī)械可靠性[2-3]。機(jī)械零件的疲勞失效常源自于表面，為了提高零件的性能，延長機(jī)械裝備的整體壽命，提高其可靠性，改善材料的表面狀態(tài)是一個重要途徑[4]。噴丸強(qiáng)化[5]和滾壓強(qiáng)化[6]是用于改善零件抗疲勞性能的傳統(tǒng)表面機(jī)械強(qiáng)化方法，而超聲沖擊處理和激光沖擊強(qiáng)化[7]等是近年來發(fā)展起來的抗疲勞表面強(qiáng)化方法，其研究和應(yīng)用受到國內(nèi)外研究人員的越來越多的關(guān)注[8-9]。超聲沖擊處理是利用超聲波振動驅(qū)使沖擊針高速撞擊金屬表面，使金屬表層產(chǎn)生較大的塑性變形，從而引入殘余壓應(yīng)力，提高表面硬度，細(xì)化表層晶粒的表面機(jī)械強(qiáng)化方法，已經(jīng)在橋梁、艦船、車輛等鋼結(jié)構(gòu)焊后處理中得到了應(yīng)用[10-11]。一般認(rèn)為，劇烈的表面塑性變形會引起材料表面晶粒細(xì)化和納米化[12]，但超聲沖擊處理晶粒細(xì)化與噴丸納米化的機(jī)理有較大區(qū)別。研究表明[13-15]，對45鋼噴丸處理約150s，在表面制得約15μm納米化層，對ST12鋼噴丸處理約15min，在表面制得約25μm納米化層，對7050鋁合金增壓噴丸處理約20min，在表面制得約100μm納米化層，而超聲沖擊處理的沖擊針擊打頻率在20000Hz左右，這會使被沖擊材料產(chǎn)生高頻應(yīng)力波的傳播、反射和疊加效應(yīng)，并使被處理表面材料產(chǎn)生高應(yīng)變速率、高轉(zhuǎn)動速率和循環(huán)剪切[16-17]，從而使被沖擊材料表面在很短的時(shí)間內(nèi)產(chǎn)生大深度的晶粒細(xì)化層。因此，深入研究超聲沖擊強(qiáng)化的晶粒細(xì)化機(jī)制，特別是處理時(shí)間的影響，并探討其與噴丸納米化的區(qū)別，對充分利用表面機(jī)械強(qiáng)化產(chǎn)生納米梯度結(jié)構(gòu)層，改善表層材料的綜合強(qiáng)韌性，進(jìn)而提高材料抗疲勞性能有著重要的意義[18-21]。

本工作利用超聲沖擊處理對17CrNiMo6鋼進(jìn)行表面強(qiáng)化，結(jié)合背散射電子衍射方法(EBSD)對比分析不同沖擊處理時(shí)間(60，120s)時(shí)的材料表面組織細(xì)化情況，并與噴丸納米化的相關(guān)文獻(xiàn)研究結(jié)果進(jìn)行比較，對超聲沖擊處理后材料的晶粒細(xì)化機(jī)理、晶粒尺寸、晶界密度進(jìn)行分析，同時(shí)對不同超聲沖擊處理時(shí)間后的材料顯微硬度層和表面殘余壓應(yīng)力進(jìn)行測定和對比。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)用材料為17CrNiMo6鋼，920℃強(qiáng)滲、擴(kuò)散兩段法滲碳處理，(855±15)℃淬火，(190±20)℃回火，其化學(xué)成分見表1。力學(xué)性能為：抗拉強(qiáng)度1410MPa，屈服強(qiáng)度1300MPa，伸長率12%，斷面收縮率58%。超聲沖擊處理前，用無水乙醇清洗試樣表面，利用ZJ-II型超聲波沖擊設(shè)備對材料表面進(jìn)行超聲沖擊處理[22]，工作電流為0.8～1.0A，振動頻率為20kHz，靜壓力為100N。為進(jìn)行對比實(shí)驗(yàn)分析，制備3組，每組3個試樣。第1組為超聲沖擊處理120s，第2組為超聲沖擊處理60s，第3組為未處理的對比試樣(所有試樣均為磨削態(tài))。

表1 17CrNiMo6鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of 17CrNiMo6 steel(mass fraction/%)

殘余壓應(yīng)力測定采用X-350A型X射線應(yīng)力測定儀，Cr靶Kα輻射，電壓28kV，電流8mA，應(yīng)力常數(shù)為-318MPa，采用側(cè)傾固定ψ法，定峰方法使用交相關(guān)定峰法，掃描角度2θ為151°～161°，步距0.1°，計(jì)數(shù)時(shí)間0.5s，衍射晶面為(211)面，準(zhǔn)直管直徑2mm，選擇0°，25°，35°，45° 4個Ψ角,防止織構(gòu)對測量準(zhǔn)確性的干擾。在試樣表面沖擊區(qū)選取3個位置點(diǎn)進(jìn)行3次測量，取平均值作為處理后表面殘余壓應(yīng)力值。

切取試樣，進(jìn)行鑲樣、磨樣、拋光，用無水乙醇擦拭后吹干，使用MICROMET-6030顯微硬度計(jì)從表面到基體進(jìn)行顯微硬度測量，加載載荷0.98N，保持時(shí)間15s。

試樣經(jīng)過磨制拋光后再進(jìn)行電解拋光。電解液為10%HClO4+90%C2H5OH(體積分?jǐn)?shù)),電壓為20V，室溫下電解拋光，時(shí)間為15～30s。利用裝配在JEM-7001F型場發(fā)射掃描電鏡的背散射電子衍射系統(tǒng)表征超聲沖擊處理前后的17CrNiMo6鋼試樣表層晶粒形貌。

2 結(jié)果與分析

2.1 表面殘余壓應(yīng)力測定分析

表面殘余壓應(yīng)力測量結(jié)果見表2。超聲沖擊處理前，由于材料表面為磨削加工，機(jī)械加工引入了殘余壓應(yīng)力，表面殘余壓應(yīng)力為-223.7MPa。經(jīng)超聲沖擊處理60s后，表面殘余壓應(yīng)力為-463.4MPa，殘余壓應(yīng)力數(shù)值較未處理時(shí)提高了107%。超聲沖擊處理120s后，試樣表面的殘余壓應(yīng)力為-587.2MPa，殘余壓應(yīng)力數(shù)值提高了162%。顯然，增加超聲沖擊處理時(shí)間，使材料表面產(chǎn)生了更大的殘余壓應(yīng)力，殘余壓應(yīng)力的引入有利于阻礙表面裂紋的萌生和擴(kuò)展，從而改善材料的抗疲勞性能。

表2 表面殘余壓應(yīng)力(MPa)Table 2 Surface residual compressive stress(MPa)

2.2 硬度測定分析

圖1為超聲沖擊處理后17CrNiMo6鋼試樣沿深度方向的硬度分布曲線。可見，超聲沖擊處理后在試樣表層形成了加工硬化層。硬度分布表明，超聲沖擊處理前磨削態(tài)試樣表面硬度為650HV，硬度沿深度方向減小，基體硬度為450HV，這是由于經(jīng)過滲碳處理，表面存在滲碳層，所以表面硬度高于基體。經(jīng)過60s超聲沖擊處理后，試樣表面的硬度為710HV，提高了9%，強(qiáng)化硬化層深度約為500μm。超聲沖擊處理120s后，試樣表面的硬度約為800HV，提高了23%，強(qiáng)化硬化層深度約700μm。實(shí)驗(yàn)表明，超聲沖擊處理后材料產(chǎn)生了大深度的加工硬化層，從表面到基體，材料的硬度逐步下降，直到趨于原始試樣硬度，而且加工硬化程度隨著處理時(shí)間的延長而增大。

圖1 試樣沿深度的硬度分布曲線Fig.1 Relationship of hardness distribution and depth of specimens

2.3 超聲沖擊處理表面組織細(xì)化分析

2.3.1 超聲沖擊處理時(shí)間對晶界的影響

在超聲沖擊處理過程中，由于高應(yīng)變速率、高轉(zhuǎn)動速率和循環(huán)剪切應(yīng)力作用，導(dǎo)致位錯密度迅速增大，產(chǎn)生大量的小角度晶界，小角度晶界不斷吸收位錯，逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼嵌染Ы纾纬尚碌木Я?，?shí)現(xiàn)了晶粒的細(xì)化。圖2為超聲沖擊處理前后的試樣表面的晶界分布圖(頂部為上表面)，箭頭方向?yàn)楸砻嫜厣疃确较颍{(lán)色線條為>15°的大角度晶界，綠色線條為5°～15°的小角度晶界，紅色線條為2°～5°的小角度晶界。由圖2(c)可以看出，超聲沖擊處理前材料各部分晶界分布比較均勻，微米級晶粒內(nèi)取向單一，較少有多余的邊界存在。從圖2(a)觀察到試樣經(jīng)超聲沖擊處理120s后，近表面區(qū)域存在密集的大角度晶界，晶粒內(nèi)存在大量的小角度晶界。

晶界密度ρ=n/A[23]，其中n為掃描區(qū)域內(nèi)晶界的數(shù)目，A為掃描區(qū)域面積(晶界密度是單位面積內(nèi)的晶界長度)。不同處理狀態(tài)的表層晶界密度見表3。超聲沖擊處理60s后，小角度晶界密度比未處理時(shí)增加了8.71倍，大角度晶界密度比未處理時(shí)增加了9.98倍。超聲沖擊處理120s后，小角度晶界密度比未處理時(shí)增加了13.84倍，大角度晶界密度比未處理時(shí)增加了15.77倍，表明小角度晶界密度和大角度晶界密度隨著超聲沖擊處理時(shí)間的延長而迅速增加。

2.3.2 超聲沖擊處理時(shí)間對晶粒細(xì)化的影響

圖3，4為超聲沖擊處理前后表面晶粒取向分布圖和晶粒尺寸統(tǒng)計(jì)圖。可見，未處理材料表層晶粒尺寸約為8～10μm。超聲沖擊處理60s后，表層深度5～10μm范圍內(nèi)的材料晶粒尺寸約為1～1.5μm。超聲沖擊處理120s后，表層深度5～10μm范圍內(nèi)的材料表層晶粒尺寸約為200～300nm。在超聲沖擊處理作用下，表層晶粒發(fā)生了明顯細(xì)化，而且超聲沖擊時(shí)間越長晶粒細(xì)化程度越明顯。在晶粒細(xì)化層中明顯分布有晶粒尺寸大小不一的亞微米級組織，這是由于應(yīng)力波傳播的疊加效應(yīng)，在短時(shí)間內(nèi)產(chǎn)生了大量的高峰值應(yīng)力，在大梯度的高峰值應(yīng)力波作用下，材料更易產(chǎn)生塑性變形，形成細(xì)化不均勻的局部細(xì)化組織。

表3 晶界密度統(tǒng)計(jì)(μm-2)Table 3 Grain boundary density statistics(μm-2)

圖4 超聲沖擊處理前后表面晶粒尺寸統(tǒng)計(jì)(a)120s;(b)60s;(c)未處理Fig.4 Surface grain size statistics with UIT and untreated(a)120s;(b)60s;(c)untreated

超聲沖擊處理與噴丸強(qiáng)化的組織細(xì)化方式有明顯的不同之處[23]。噴丸強(qiáng)化采用高速氣流或離心力驅(qū)動彈丸撞擊材料的表面，使表面產(chǎn)生塑性變形，而超聲沖擊處理過程中沖擊針以極高的頻率(約20000Hz)持續(xù)撞擊材料表面，除了撞擊動能外，還會導(dǎo)入應(yīng)力波，不同的應(yīng)力波在傳播中會產(chǎn)生疊加，從而使撞擊效果增加，而且沖擊針的脈動沖擊會使表層材料產(chǎn)生循環(huán)剪切應(yīng)力和往復(fù)塑性變形。研究表明[16]，超聲沖擊處理時(shí)材料的應(yīng)變速率可達(dá)2000s-1，轉(zhuǎn)動速率可達(dá)10000rad/s。這種循環(huán)剪切應(yīng)力會加速位錯運(yùn)動，高應(yīng)變速率會使位錯大量增殖，并使位錯來不及運(yùn)動，導(dǎo)致晶粒內(nèi)位錯密度迅速增大，大量的位錯聚集使形核率增加。高轉(zhuǎn)動速率加速了晶間滑移，使晶體變形更加容易，同時(shí)加速了晶粒轉(zhuǎn)動。高速晶間滑移和晶粒內(nèi)的位錯運(yùn)動使得超聲沖擊處理時(shí)晶粒細(xì)化的時(shí)間明顯縮短，晶粒細(xì)化層的深度增加。另外，因?yàn)槌晳?yīng)力波的傳播和疊加，在晶粒內(nèi)部有能量的累積，加速了晶體結(jié)構(gòu)中原子的振幅和振動頻率，造成一些不易滑移的滑移系被開動，形成超聲軟化現(xiàn)象[24-25]，使材料的屈服強(qiáng)度下降，因而更容易發(fā)生塑性變形,所以超聲沖擊處理能在短時(shí)間內(nèi)產(chǎn)生大深度的晶粒細(xì)化層。

超聲沖擊處理時(shí)沖擊針的加速度很大，整個過程中一直有超聲振動能量的導(dǎo)入，圖5為超聲沖擊處理120s試樣距表面300～470μm處晶粒取向分布圖。由圖5可見(左邊為上表面)，經(jīng)120s超聲沖擊處理后，材料表面形成了約400μm深的晶粒細(xì)化層(處理60s時(shí)該晶粒細(xì)化層深度約為250μm)。與噴丸納米化相比[12-14]，晶粒細(xì)化時(shí)間明顯縮短，晶粒細(xì)化層厚度也明顯增加。該晶粒細(xì)化層的形成會大幅改善表層材料的綜合強(qiáng)韌性，對抑制疲勞裂紋的萌生與擴(kuò)展起到了重要的作用[26]。

圖5 超聲沖擊處理120s試樣距表面300～470μm處晶粒取向分布Fig.5 Grain orientation distribution within 300-470μm in depth with 120s UIT

3 結(jié)論

(1)未處理的17CrNiMo6鋼表層晶粒尺寸約為8～10μm。超聲沖擊處理60s后，表層深度5～10μm范圍內(nèi)晶粒尺寸約為1～1.5μm，晶粒細(xì)化層的深度約為250μm。超聲沖擊處理120s后，表層深度5～10μm范圍內(nèi)晶粒尺寸約為200～300nm，晶粒細(xì)化層的深度約為400μm。另外，超聲沖擊過程會使金屬塑性變形程度出現(xiàn)差異，從而使材料晶粒細(xì)化表現(xiàn)出一定的非均勻性。

(2)未處理的17CrNiMo6鋼表面殘余壓應(yīng)力為-223.7MPa。超聲沖擊處理60s后，試樣表面殘余壓應(yīng)力為-463.4MPa。超聲沖擊處理120s后，試樣表面殘余壓應(yīng)力為-587.2MPa。

(3)未處理的17CrNiMo6鋼表面硬度為650HV，超聲沖擊處理60s和120s后表面的硬度分別達(dá)710HV及800HV。從表層到基體，材料的硬度逐步下降，直到趨于原始試樣硬度，且加工硬化程度隨著處理時(shí)間的延長而增大。

(4)超聲沖擊處理使17CrNiMo6鋼表層材料的小角度晶界密度和大角度晶界密度迅速增加。沖擊處理60s后，材料表面小角度晶界密度比未處理時(shí)增加了8.71倍，大角度晶界密度比未處理時(shí)增加了9.98倍。沖擊處理120s后，材料表面小角度晶界密度比未處理時(shí)增加了13.84倍，大角度晶界密度比未處理時(shí)增加了15.77倍。材料在高應(yīng)變速率、高轉(zhuǎn)動速率和循環(huán)剪切應(yīng)力作用下加速了位錯的運(yùn)動與晶粒間的轉(zhuǎn)動。