激光沖擊強化對GCr15軸承鋼微觀組織和摩擦學行為的影響

崔通，賀甜甜，杜三明，李陽，李凈凱，連陽，張永振

激光沖擊強化對GCr15軸承鋼微觀組織和摩擦學行為的影響

崔通1，賀甜甜1，杜三明1，李陽2，李凈凱2，連陽2，張永振1

（1.河南科技大學 高端軸承摩擦學技術(shù)與應用國家地方聯(lián)合工程實驗室，河南 洛陽 471023；2.鄭州大學 機械與動力工程學院，鄭州 450001）

激光沖擊強化處理后GCr15軸承鋼實現(xiàn)表面納米化，同時其力學性能和摩擦磨損性能得到顯著改善。采用激光沖擊強化對GCr15軸承鋼進行表面強化。使用三維形貌儀、X射線衍射儀（XRD）、掃描電鏡（SEM）、透射電鏡（TEM）、顯微硬度計、X射線殘余應力分析儀（LXRD）以及摩擦磨損實驗儀，對GCr15軸承鋼經(jīng)激光沖擊強化處理后的微觀組織、力學性能和摩擦磨損性能進行研究。經(jīng)過激光沖擊強化處理后，GCr15軸承鋼的位錯密度增加，馬氏體分布更加均勻且寬度下降，電子衍射花樣呈連續(xù)的環(huán)狀，說明有納米晶組織生成；有效提高材料表面硬度，與原始試樣相比，硬度提升了5.1%，并引入了大小為947 MPa左右、深度約為900 μm的殘余壓應力層；平均摩擦因數(shù)下降，磨痕寬度和深度都減小，磨損率的下降幅度為17%～21%，磨損機理以磨粒磨損為主，并伴隨一定的黏著和氧化磨損，耐磨性得到提高。激光沖擊強化使GCr15軸承鋼的位錯密度增加、馬氏體碎化且碳化物數(shù)量增加、粒徑下降；提高了GCr15軸承鋼的硬度并在材料次表層構(gòu)建了殘余壓應力層，殘余壓應力在滑動干摩擦過程中釋放，馬氏體晶粒細化和殘余應力釋放可有效提高GCr15軸承鋼的耐磨性。

GCr15軸承鋼；激光沖擊強化；微觀組織；力學性能；摩擦磨損性能；磨損機制

GCr15軸承鋼是第一代軸承鋼的主要鋼種，是軸承鋼中產(chǎn)量最大的鋼種，占我國軸承鋼總量的90%以上，適用于工作環(huán)境小于150 ℃的各種軸承部件[1]。其特點是耐磨性好、硬度高，但是塑韌性較差。隨著工作環(huán)境的變化，如高低溫、腐蝕、真空、急變速變載等環(huán)境，對軸承鋼的性能要求也越來越高。

為了提高該類軸承鋼的疲勞壽命、耐磨性等性能，本次試驗采取表面納米化[2]技術(shù)中的激光沖擊強化（Laser Shock Processing，LSP）[3]對GCr15軸承鋼進行表面強化。激光沖擊強化是一種新型的表面強化技術(shù)，激光通過透明約束層作用于金屬表面涂層，涂層吸收激光能量并產(chǎn)生高溫高壓的等離子體，等離子體吸收激光能量形成高強度沖擊波并作用于金屬表面。激光沖擊強化使材料微觀結(jié)構(gòu)產(chǎn)生變化，發(fā)生微觀塑性變形并形成較深的殘余壓應力，同時也可引起裂紋的閉合效應，從而延長裂紋擴展壽命，可有效提高工件的疲勞壽命[4-7]。激光沖擊強化具有高功率密度、短脈沖、精準可控、可重復加工等特點。該項技術(shù)主要應用于航空航天、軍工、船舶制造、汽車制造等領(lǐng)域[8-9]。

近些年，在低碳鋼、中碳鋼中使用激光沖擊強化已經(jīng)證明可以提高材料的力學性能、耐磨性、耐腐蝕性等性能[10-15]。例如在力學性能方面，Yilbas等[10]研究了激光沖擊強化處理對316不銹鋼的影響，結(jié)果證明激光沖擊強化處理可大幅提高材料表面硬度且主要原因是位錯密度的增加。Maruschak等[11]對15Kh13MF鋼進行激光沖擊強化處理后檢測表面硬度和微觀組織，結(jié)果顯示，激光沖擊強化處理可使鐵素體–馬氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變，增加了位錯密度，提高了表面硬度。Zhang等[12]對ANSI 304不銹鋼激光焊接接頭進行激光沖擊強化處理，研究其對接頭力學性能的影響，發(fā)現(xiàn)激光沖擊強化處理技術(shù)可提升接頭的屈服強度、抗拉強度、屈服強度比、伸長率和彈性模量。在摩擦磨損方面，李玉琴等[13]在對12CrNi3A鋼進行激光沖擊強化處理后做滲碳處理，對比研究只經(jīng)過滲碳處理的試樣和經(jīng)過激光沖擊強化處理后再滲碳的試樣的摩擦磨損性能，發(fā)現(xiàn)后者碳化物分布深度增加，摩擦因數(shù)降低，磨損率比滲碳處理試樣降低了29%。Lu等[14]在對AISI 8620鋼進行多次激光沖擊強化處理后，在對表面微壓痕進行拋光后發(fā)現(xiàn)磨損率降低，確定了激光沖擊強化處理引起的表面微壓痕會在滑動摩擦初期對磨損率有影響，結(jié)果證明耐磨性顯著提高，同時也確定了AISI 8620鋼的摩擦磨損機理。Lim 等[15]在雙相不銹鋼上進行激光沖擊強化處理，降低了磨損率，提高了耐腐蝕性能，腐蝕坑的數(shù)量和大小因為激光沖擊強化處理減少了約一半。

在高碳鋼中關(guān)于激光沖擊強化處理的研究較少，相關(guān)研究主要對激光沖擊強化后產(chǎn)生的殘余應力分布進行了模擬[16-18]。例如Warren等[18]研究了對AISI 52100鋼在進行激光沖擊強化處理時激光參數(shù)對殘余應力的影響，并進行了仿真實驗，結(jié)果證明增加激光強度會增加應力大小和深度，使用較小的激光光斑尺寸可以減少最大的殘余應力和影響層深度，通過調(diào)整沖擊次數(shù)可以實現(xiàn)最大的均勻性和最大應力值。

本文研究了激光沖擊強化對GCr15軸承鋼微觀組織、力學性能和摩擦學行為的影響，測量和研究經(jīng)過激光沖擊強化后試樣微觀組織變化、力學性能、摩擦磨損性能，對摩擦磨損前后殘余應力的變化也進行了分析。

1 試驗

1.1 材料制備

試驗所用材料為上海寶鋼提供的退火態(tài)GCr15軸承鋼，熱處理工藝為淬火溫度（845±5）℃，淬火時間65 min，回火溫度（165±5）℃，回火時間190 min。經(jīng)淬回火后，試樣的硬度為61HRC。GCr15軸承鋼成分如表1所示。將GCr15軸承鋼線切割為14 mm× 7 mm的圓柱試樣，使用砂紙打磨并拋光，并用超聲波清洗機去除表面污漬后吹干備用。

表1 GCr15軸承鋼的化學成分

Tab.1 The chemical composition of GCr15 bearing steel wt.%

1.2 方法

采用西安天瑞達光電技術(shù)股份有限公司提供的Nd–YAG高能脈沖激光器對GCr15軸承鋼試樣進行激光沖擊強化處理，激光波長為1 064 nm，脈沖能量為7 J，激光功率密度為108～109W/cm3，沖擊次數(shù)為2，脈寬為10 ns，光斑直徑為3 mm。流水層作為約束層，厚度為1～2 mm，不透明鋁箔作為吸收層。由于光斑大小有限，取搭接率為50%。激光沖擊強化區(qū)域在圓柱體試樣表面14 mm區(qū)域，排列方式為9行×9列，如圖1所示。

圖1 激光沖擊強化區(qū)域示意圖

采用D8–advanced型X射線衍射儀分析試樣激光沖擊處理前后的物相變化，同時檢測試樣的殘余奧氏體含量，檢測標準參照YB/T 5338—2006，掃描角度為40°～110°，速度為0.2 (°)/s。試樣強化層組織使用JSM–IT100型掃描電鏡和FEI Talos F200X透射電鏡觀察試樣梯度方向上馬氏體組織和碳化物等變化。使用Nano measure 和Image pro軟件測量碳化物的粒徑和數(shù)量。采用Adobe Photoshop軟件測量馬氏體寬度。

試樣截面梯度硬度變化用HV–1000顯微硬度計測量，取深度50 μm為起點，從端面到心部依次按100 μm取等距的20～30個點，加載載荷為300 N，保持載荷時間為15 s。試樣截面梯度殘余應力使用X射線殘余應力分析儀（LXRD，PROTO，Canada）進行測量，角數(shù)量為9個，角度為?30°～30°，測量范圍為3 mm×3 mm。

使用HL–R7000重載往復摩擦磨損實驗儀進行不同試樣的摩擦磨損試驗，載荷分別為200、300、400 N，往復行程為6 mm，時間設(shè)置為10 min，頻率為2 Hz，對磨偶件為直徑6.5 mm的GCr15鋼珠。在試驗開始前和結(jié)束后都需要將試樣置于乙醇溶液中，并使用超聲波清洗機清洗。

使用JSM–IT100型掃描電鏡和JSM–7800F場發(fā)射掃描電鏡拍攝磨痕組織并進行能譜分析。通過Nano focus AG型三維形貌測試儀測量磨痕的三微形貌。采用Origin軟件測量三維形貌的磨痕寬度和深度，并通過公式（1）計算涂層的體積磨損率v。

v=1 000Δ/() (1)

式中：Δ為磨損體積（mm3）；為往復速度（mm/s）；為磨損時間（min）；v為體積磨損率（mm3/m）。

2 結(jié)果及分析

2.1 激光沖擊強化對GCr15軸承鋼微觀組織的影響

圖2為激光沖擊強化前后GCr15軸承鋼的XRD圖譜。從圖2可以看出，經(jīng)過激光沖擊強化處理后，GCr15軸承鋼仍保留（110）、（211）、（111）、（200）、（220）、（311）等6個衍射峰，且無新的衍射峰出現(xiàn)，說明在激光沖擊強化處理過程中并無相變或新相生成，其中碳化物峰不明顯，可能是其含量較少所致。馬氏體衍射峰在激光沖擊強化后增強，說明馬氏體含量增加。原始試樣的殘余奧氏體含量為11.82%，激光沖擊強化后試樣的殘余奧氏體含量下降為9.17%。GCr15軸承鋼經(jīng)淬回火加工后，組織內(nèi)奧氏體未完全轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，會存在部分殘余奧氏體。由于殘余奧氏體為亞穩(wěn)態(tài)結(jié)構(gòu)，在激光沖擊強化后會有一部分殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。

圖2 激光沖擊強化前后GCr15軸承鋼的XRD圖譜

圖3為激光沖擊強化前后GCr15軸承鋼截面微觀組織的SEM圖片。由圖3a可知，GCr15軸承鋼原始組織中存在典型的黑白區(qū)組織[19-20]。由圖3b可知，馬氏體形狀大部分為片狀。經(jīng)過激光沖擊強化處理后，如圖3c和圖3d所示，可明顯看出碳化物數(shù)量增多且分布更加均勻，經(jīng)過統(tǒng)計后碳化物平均數(shù)量增加了3%，平均粒徑由0.62 μm降低為0.53 μm，減小了14.5%，碳化物數(shù)量增多、平均粒徑下降是因為激光沖擊強化引入了強烈的塑性變形，使原本分布在碳化物周圍或者在碳化物中的位錯活動進一步加劇，位錯密度增加為C原子提供了擴散通道，使?jié)B碳體中的C原子進入位錯，形成Cottrell氣團，導致滲碳體發(fā)生溶解[20]；隨著鐵素體的動態(tài)回復和再結(jié)晶，C原子又以滲碳體的形式在鐵素體基體內(nèi)重新析出[21-22]。馬氏體發(fā)生碎化，馬氏體組織成片連結(jié)的區(qū)域減少。塑性變形程度加劇、位錯活動增加是導致馬氏體分布均勻、形狀發(fā)生改變的主要原因。

圖4是激光沖擊強化前后GCr15軸承鋼微觀組織的TEM圖片和電子衍射花樣圖。由圖4a可以看出，GCr15軸承鋼原始組織的黑色區(qū)域是位錯區(qū)域，馬氏體形狀大多數(shù)為片狀馬氏體，電子衍射花樣是規(guī)則的單晶點陣，晶帶軸為[?1,1,1]。激光沖擊強化后，中間區(qū)域為位錯纏結(jié)區(qū)域（圖4b），說明位錯活動增加，位錯密度上升形成位錯纏結(jié)，片狀馬氏體有明顯的碎化現(xiàn)象并且有機械孿晶生成，原始試樣馬氏體的平均寬度為0.18 μm，激光沖擊強化后試樣馬氏體的平均寬度下降為0.08 μm，電子衍射花樣呈連續(xù)的環(huán)狀且取向分布比較均勻，說明納米晶組織生成，納米晶的晶粒尺寸約為70 nm。

位錯密度增加和馬氏體碎化的原因是激光沖擊強化時高功率密度等離子體沖擊波沖擊材料表面，在表層和次表層組織中引起了強烈的塑性變形，使得位錯活動更加密集，位錯塞積形成位錯纏結(jié)，馬氏體在位錯的作用下被分割細化，寬度下降并生成少量機械孿晶，納米級馬氏體與新形成的晶粒反復相交發(fā)展成納米晶結(jié)構(gòu)[23]。

圖3 激光沖擊強化前后GCr15軸承鋼截面的微觀組織

圖4 激光沖擊強化前后GCr15軸承鋼的微觀組織和電子衍射花樣

2.2 激光沖擊強化對GCr15軸承鋼力學性能的影響

圖5為激光沖擊強化前后試樣沿深度方向的顯微硬度。由圖5可知，GCr15軸承鋼的原始硬度為723HV左右，經(jīng)過LSP處理的樣品表面硬度約為760HV，硬度增幅為5.1%，硬度隨著深度的增加而梯度減小，在距離表面1 750 μm左右與原始試樣相同。

經(jīng)過激光沖擊強化處理后樣品硬度提升明顯，是由于激光沖擊強化后，等離子沖擊波在材料表面引入了高應變率的塑性變形，發(fā)生了加工硬化和細晶強化，位錯密度增加和晶粒抵抗塑性變形的能力增強是硬度提升的主要原因。而較深的激光沖擊強化影響層將減小裂紋的擴展速度，提高材料本身的疲勞壽命。

圖5 激光沖擊強化前后GCr15軸承鋼沿深度方向的顯微硬度

圖6是激光沖擊強化前后試樣沿深度方向的殘余應力。原始樣品表面經(jīng)過機械加工后殘留的應力值約40 MPa，經(jīng)過LSP處理后樣品的殘余應力為?947 MPa左右，最大值出現(xiàn)在距表面20 μm左右，殘余壓應力的大小隨著深度的增加而減小，殘余應力的影響層深度約900 μm。經(jīng)過分析可知：激光沖擊強化后可在材料表層引入深度深、數(shù)值大的殘余壓應力層。

從微觀組織方面分析，最大殘余壓應力層位于次表層的原因是表層發(fā)生應力松弛，激光沖擊強化處理后的樣品表面微觀組織主要是亞晶和位錯胞，該區(qū)域在沖擊過程中產(chǎn)生動態(tài)回復，而位錯之間的相互作用會使得應力集中的程度降低，因此表面層對應的應力值減小[24-25]，最大壓應力層出現(xiàn)在次表層。

圖6 激光沖擊強化前后GCr15軸承鋼沿深度方向的殘余應力

2.3 激光沖擊強化對GCr15軸承鋼摩擦磨損性能的影響

圖7為原始試樣和激光沖擊強化試樣在不同載荷下的摩擦因數(shù)。在圖7a和圖7b中可以看出，在經(jīng)過短暫的跑合階段后，摩擦因數(shù)進入穩(wěn)定階段且只在一定范圍內(nèi)波動。當載荷為200 N時，原始試樣的平均摩擦因數(shù)為0.428，激光沖擊強化試樣的平均摩擦因數(shù)為0.335；載荷增加到300 N時，原始試樣的平均摩擦因數(shù)降低到0.309，激光沖擊強化試樣的平均摩擦因數(shù)則降低為0.297；載荷最終到達400 N時，原始試樣和激光沖擊強化試樣的平均摩擦因數(shù)分別降低到0.274和0.268。

圖7 激光沖擊強化前后GCr15軸承鋼在不同載荷下的摩擦因數(shù)

摩擦因數(shù)隨著載荷的提高而降低是因為在通常狀況下，當材料接觸表面為彈塑性接觸，兩對磨副間的真實接觸面積與載荷并非呈線性關(guān)系，摩擦力與摩擦副間的真實接觸面積成正比關(guān)系，但金屬表面的真實接觸面積的增長率通常小于載荷增長率，所以在干摩擦條件下，摩擦因數(shù)隨著載荷的增加而減小[26-27]。在相同載荷條件下，激光沖擊強化試樣的摩擦因數(shù)比原始樣品的小，原因是激光沖擊強化基本不改變樣品表面粗糙度，激光沖擊強化處理后，樣品晶粒大量細化，起到了阻礙位錯運動的作用，硬度得到提升，從而降低了LSP樣品的摩擦因數(shù)。

激光沖擊強化前后磨痕在不同載荷下的三維形貌如圖8所示。如圖8a和圖8d所示，200 N載荷下的原始試樣的磨痕寬度為1 056.57 μm，磨痕深度為3.18 μm，激光沖擊強化試樣的磨痕寬度為724.23 μm，磨痕深度為2.43 μm；如圖8b和圖8e所示，300 N載荷下，原始試樣的磨痕寬度為1 131.52 μm，磨痕深度為3.35 μm，激光沖擊強化試樣的磨痕寬度為809.73 μm，磨痕深度為2.47 μm；如圖8c和圖8f所示，400 N載荷下，原始試樣的磨痕寬度為1 332.61 μm，磨痕深度為4.17 μm，激光沖擊強化試樣的磨痕寬度為875.47 μm，磨痕深度為2.80 μm。在相同載荷條件下，激光沖擊強化試樣的磨痕寬度和深度均小于原始試樣，原始試樣和激光沖擊強化試樣的磨痕寬度和深度隨著載荷的增加而增加。

圖9為激光沖擊強化前后試樣在不同載荷下的磨損率。由圖9可知，隨著載荷的增加，原始試樣和激光沖擊強化試樣的磨損率逐漸增加，在載荷相同的條件下，激光沖擊強化試樣的磨損率比原始樣品的磨損率小。載荷由200 N增加到300 N時，原始試樣的平均磨損率由620.15 mm3/m增加到694.16 mm3/m，載荷最終到達400 N時，原始試樣的平均磨損率增加到809.80 mm3/m。經(jīng)過激光沖擊強化處理后，載荷為200 N時，試樣的平均磨損率為486.65 mm3/m，載荷增大至300 N后，磨損率增加到570.48 mm3/m，載荷最終到達400 N后，激光沖擊強化試樣的磨損率為651.07 mm3/m。當載荷增加時，磨損率都增加，這是因為摩擦阻力與實際接觸面積成正比，而實際接觸面積則隨著載荷的增大而增加。在相同載荷的情況下，激光沖擊強化試樣的平均磨損率比原始試樣分別降低21.53%（200 n）、17.82%（300 n）和19.60%（400 n）。激光沖擊強化后，樣品的磨損率變小，說明經(jīng)過激光沖擊強化后，樣品的耐磨性提高，原因是激光沖擊強化使得晶粒細化，晶粒尺寸越小，抵抗塑性變形的能力越強，此外材料次表層存在深且大的殘余應力，在摩擦磨損過程中殘余應力得到釋放，在一定程度上起到了抵抗作用[28]，這2種原因使得樣品的磨損率降低，耐磨性能提高。

圖8 激光沖擊強化前后磨痕在不同載荷下的三維形貌

圖9 激光沖擊強化前后GCr15軸承鋼在不同載荷下的磨損率

表2為激光沖擊強化前后GCr15軸承鋼在不同載荷下的磨損形貌能譜。從表2中可以看出，2種試樣的磨痕兩側(cè)區(qū)域隨著載荷的增加氧化現(xiàn)象加劇，磨痕中間區(qū)域的氧化現(xiàn)象并不明顯。其中原始試樣的區(qū)域2、區(qū)域4的氧含量均高于激光沖擊強化試樣區(qū)域7、區(qū)域9的氧含量，說明原始試樣的氧化程度比激光沖擊強化試樣的氧化更加劇烈。圖10為激光沖擊強化前后試樣在不同載荷下的磨損形貌。在200 N載荷下，原始試樣的磨痕表面剝落明顯，存在少量的犁溝和氧化，磨損機制以黏著磨損為主，伴隨著少量的磨粒磨損和氧化磨損（見圖10a）；載荷增加到300 N時，磨痕表面黏著和氧化加劇，磨損機制以黏著磨損和氧化磨損同時存在（見圖10b）；載荷到達400 N時磨痕表面布滿大量的氧化磨屑與磨斑，黏著磨損和氧化磨損進一步加?。ㄒ妶D10c）。激光沖擊強化試樣在200 N載荷下，磨痕表面只有微小的剝落坑和深度較淺的犁溝（見圖10d），載荷增加后剝落坑面積增大、犁溝更加明顯，磨痕表面出現(xiàn)氧化膜（見圖10e），在400 N載荷下黏著現(xiàn)象略微增加，犁溝進一步加深，氧化程度加?。ㄒ妶D10f）。原始試樣的磨損機制為黏著磨損和氧化磨損的混合，隨著載荷的增加，黏著和氧化加劇。激光沖擊強化處理試樣的磨損機制主要為磨粒磨損，伴隨少量的黏著和氧化磨損，且載荷增加時，磨粒磨損更為嚴重。激光沖擊強化試樣相較于原始試樣，黏著和氧化程度明顯減弱，磨損機制轉(zhuǎn)變?yōu)槟チＤp。當載荷增加時，材料表面承受的切向摩擦力變大，在摩擦力的往復作用下，磨痕表面被碾壓和破碎，碎屑黏著在磨痕表面，黏著磨損加劇。在較大的摩擦力作用下表面溫升明顯，較高溫度下磨痕表面的氧化程度更加明顯，激光沖擊強化試樣磨損表面剝落現(xiàn)象減小。由于激光沖擊強化處理可以使晶粒細化，生成殘余應力，使得表面的屈服強度增加，表面不容易出現(xiàn)裂紋，磨損情況明顯優(yōu)于原始試樣。

表2 激光沖擊強化前后GCr15軸承鋼在不同載荷下的磨損形貌能譜

Tab.2 Wear morphology energy spectrum of GCr15 bearing steel before and after LSP under different loads

經(jīng)過LXRD測量后，得到的殘余應力圖如圖11所示。可以看出，原始試樣沒有經(jīng)過激光沖擊強化處理，摩擦磨損后中間磨痕部分存在數(shù)值較大的壓應力，原始試樣磨痕區(qū)域的平均殘余應力隨著載荷的增加而增加，如圖11a和圖11c所示，由最初200 N載荷下的?653 MPa增加到載荷300 N的?739 MPa；如圖11e所示，400 N載荷下，應力值為?802 MPa；而兩邊沒有經(jīng)過摩擦磨損的區(qū)域的應力為?8～ ?40 MPa，這是經(jīng)過機械加工后留下的殘余應力。滑動干摩擦條件下試樣表面生成殘余壓應力是因為試樣在滑動干摩擦過程中，表面層組織會產(chǎn)生很大的塑性變形，摩擦副GCr15鋼球在試樣表面接觸點附近形成赫茲型應力場，導致試樣表面層生成殘余應力[29]。由圖11b可知，激光沖擊強化試樣在200 N載荷下中間磨痕區(qū)域的平均應力值為?632 MPa左右，兩邊未經(jīng)過摩擦磨損的區(qū)域的平均應力值為?1 100 MPa左右，差值為468 MPa；由圖11d可知，300 N載荷下中間磨痕區(qū)域的平均應力值為?635 MPa左右，兩邊沒有經(jīng)過摩擦磨損的區(qū)域的平均應力約為?1 050 MPa，差值約為415 MPa；由圖11f可知，在400 N載荷下中間磨痕區(qū)域的平均應力值為?738 MPa左右，兩邊未經(jīng)過摩擦磨損的區(qū)域的平均應力值為?1 100 Mpa，差值約為362 MPa。激光沖擊強化處理后樣品生成的殘余壓應力層處于不穩(wěn)定的狀態(tài)，會在受到應力或溫度作用下發(fā)生松弛[30-32]，殘余應力可以抵消試樣在摩擦磨損過程中表面一部分或全部拉應力，抑制疲勞裂紋在試樣表面生成，同時殘余應力層也可阻礙由于赫茲型應力場引起的塑性變形，使表面組織塑性變形程度減弱。兩者相互作用后的殘余應力分布如圖11b、圖11d、圖11f所示，磨痕區(qū)域會呈現(xiàn)出凸起的形狀，即磨痕區(qū)域的殘余壓應力減小。

圖10 激光沖擊強化前后GCr15軸承鋼在不同載荷下的磨損形貌

圖11 激光沖擊強化前后GCr15軸承鋼在不同載荷下的殘余應力

綜上所述，對GCr15軸承鋼進行激光沖擊強化處理可以改善GCr15軸承鋼耐磨性的原因是：從微觀組織的角度進行分析，高能量高密度的等離子沖擊波會在材料表層和次表層組織中引起強烈的塑性變形，位錯密度增加形成位錯纏結(jié)，馬氏體晶粒被分割細化形成納米晶結(jié)構(gòu)，材料表面硬度得到提升，提高了材料的耐磨性；從殘余應力的角度進行分析，激光沖擊強化處理生成的殘余應力在摩擦磨損過程中得到了釋放，阻礙材料表面組織發(fā)生塑性變形，使材料表面組織的塑性變形程度減弱，另外殘余壓應力可以使裂紋趨于閉合狀態(tài)，提高裂紋擴展的界限應力強度因子，使作用在材料上的最大交變拉應力水平下降，減慢裂紋擴展的速度，當影響層深度大于微裂紋的深度時，平均拉應力水平的下降也能降低裂紋的擴展速度[33]，削弱摩擦磨損對材料的影響，導致磨痕區(qū)域的殘余壓應力比LSP區(qū)域的壓應力小，提高了材料的耐磨性。

3 結(jié)論

1）經(jīng)過激光沖擊強化處理后位錯密度增加，碳化物平均數(shù)量增加了3%，平均粒徑由0.62 μm降低為0.53 μm。馬氏體發(fā)生碎化且分布更加均勻，平均寬度由0.18 μm降低至0.08 μm，電子衍射花樣為連續(xù)的多晶衍射環(huán)。

2）激光沖擊強化處理會提高樣品的硬度，硬度由原始試樣的723HV提高至760HV。在材料次表層組織中引入深且大的殘余應力層，最大殘余壓應力值達到?947 MPa，影響層深度約為900 μm。

3）經(jīng)過激光沖擊強化處理后，試樣的平均摩擦因數(shù)下降，磨痕寬度和深度都減小，磨損率下降幅度為17%～21%，磨損機理主要以磨粒磨損為主，伴隨一定的黏著和氧化磨損，耐磨性得到提升。

4）摩擦磨損過程中材料表面應力場的變化情況是激光沖擊強化引入的殘余壓應力釋放，阻礙表面組織發(fā)生塑性變形的結(jié)果，深且大的殘余壓應力層還可抑制裂紋萌生和擴展，提高了材料的耐磨性。

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Effect of Laser Shock Processing on Microstructure and Tribological Behavior of GCr15 Bearing Steel

1,1,1,2,2,2,1

(1. National United Engineering Laboratory for Advanced Bearing Tribology, Henan University of Science and Technology, Henan Luoyang 471023, China; 2. School of Mechanical Engineering, Zhengzhou University, Zhengzhou 450001, China)

Observe the microstructure changes of GCr15 bearing steel and improve the mechanical properties and friction wear properties of GCr15 bearing steel after laser shock processing treatment. The surface of GCr15 bearing steel was strengthened by LSP. The microstructure and mechanical properties of GCr15 bearing steel subjected to LSP were characterized by three-dimensional surface profilometer, X-ray diffractometer (XRD), scanning electron microscope (SEM), transmission electron microscope (TEM), Microhardness Tester，X-ray residual stress analyzer (LXRD) and friction wear tester. The results show that the dislocation density of GCr15 bearing steel increases after LSP treatment, the distribution of martensite is more uniform and the width decreases, the electron diffraction pattern is in a continuous ring shape that shows there is nanocrystalline structure formation; effectively improve the surface hardness of the material after LSP, which is 5.1% higher than the hardness of the original sample, a residual compressive stress layer is generated on the secondary surface of GCr15 bearing steel, which strength is about 947 Mpa and the depth is about 900 μm; the average friction coefficient decreases, the width and depth of the wear scars decrease, the wear rate decreases by 17%-21%, the wear mechanism is mainly abrasive wear, accompanied by a certain degree of adhesion and oxidative wear, it shows that laser shock processing improves the wear resistance of GCr15 bearing steel. Laser shock processing increases the dislocation density of GCr15 bearing steel, martensite is crushed，the number of carbides increase and particle size reduces; improve the hardness of GCr15 bearing steel and build a residual compressive stress layer; grain refinement and the residual compressive stress that is released during the sliding dry friction can effectively improve the wear resistance of GCr15 bearing steel.

GCr15 bearing steel; laser shock processing; microstructure; mechanical properties; friction wear; wear mechanism

TH117；TB35

A

1001-3660(2022)07-0353-10

10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2022.07.035

2021–07–02；

2021–09–29

2021-07-02；

2021-09-29

國家自然科學基金（51905153）；國家重點研發(fā)計劃（2018YFB2000302）

National Natural Science Foundation of China (51905153); National Key Research and Development Program of China (2018YFB2000302)

崔通（1995—），男，碩士研究生，主要研究方向為材料摩擦學。

CUI Tong (1995-), Male, Postgraduate, Research focus: material tribology.

賀甜甜（1986—），女，博士，副教授，主要研究方向為材料表面改性。

HE Tian-tian (1986-), Female, Doctor, Associate professor, Research focus: surface modification of materials.

崔通, 賀甜甜, 杜三明, 等. 激光沖擊強化對GCr15軸承鋼微觀組織和摩擦學行為影響[J]. 表面技術(shù), 2022, 51(7): 353-362.

CUI Tong, HE Tian-tian, DU San-ming, et al. Effect of Laser Shock Processing on Microstructure and Tribological Behavior of GCr15 Bearing Steel[J]. Surface Technology, 2022, 51(7): 353-362.

責任編輯：萬長清