噴丸強化對Cr-Ni-Mo系高強鋼的摩擦磨損性能影響

張亞龍 ,吳魯紀 ,何肖飛 ,王 振 ,屈盛官 ,秦海迪

(1.鄭州航空工業(yè)管理學院 航空宇航學院,河南 鄭州 450046;2.鄭州機械研究所有限公司,河南 鄭州 450052;3.鋼鐵研究總院 特殊鋼研究所,北京 100081;4.華南理工大學 機械與汽車工程學院,廣東 廣州 510640)

隨著高速重載車輛對功率密度需求的提升，車輛傳動系統(tǒng)因強度不足引起的疲勞失效問題嚴重限制了承載能力和加速性能.中國工程院院士趙振業(yè)等[1]認為表層改性是解決機械構件疲勞強度低、服役壽命短及可靠性差等問題的關鍵方法.多數文獻[2-4]都表明通過表面強化技術使材料表層獲取較深的強化改性層和較大的殘余應力場以抑制疲勞裂紋的萌生和擴展是改善機械構件的磨損性能和抗疲勞性能的有效途徑.

噴丸強化是在高壓氣流作用下使丸粒高速沖擊機械構件產生一定深度的強化改性層，進而提高構件的疲勞性能.王成等[5]探究噴丸強化誘導的殘余壓應力對裂紋擴展特性的相應規(guī)律，研究結果表明了相同的外加載荷工況下200%覆蓋率試樣比100%覆蓋率試樣更能有效降低疲勞裂紋擴展速率.蔡雨晴等[6]研究了不同噴丸處理參數對曲軸材料的摩擦學特性的影響規(guī)律，對比了噴丸前后試樣微、宏觀特征以及耐磨性能，研究結果表明了噴丸處理改善了曲軸材料試樣的摩擦磨損特性.Zhang等[7]認為噴丸強化雖然能夠在高強齒輪鋼表層引入較大的殘余壓應力，但在試樣表面形成的噴丸彈坑造成應力集中現象，導致了表面材料的剝落，造成磨損體積的增加.

為了解決高速重載車輛機械傳動系統(tǒng)的疲勞問題，鋼鐵研究院研發(fā)了1種Cr-Ni-Mo系高強鋼.前期已研究了該高強鋼的接觸疲勞性能以及微動磨損性能，而噴丸強化對該材料摩擦磨損性能影響的相關研究尚未開展.本研究中主要開展噴丸強化對Cr-Ni-Mo系高強鋼試樣的表面形貌、顯微組織、顯微硬度、殘余應力和摩擦磨損性能的影響，進一步揭示噴丸處理對Cr-Ni-Mo系高強鋼試樣的強化機制，為Cr-Ni-Mo系高強鋼的工程化應用奠定基礎.

1 試驗部分

1.1 試驗材料及制備

通過線切割完成尺寸為Φ48 mm×8 mm摩擦用樣品的制備，然后對試樣熱處理.試驗用材料的化學成分列于表1中，其熱處理工藝：利用高溫馬弗爐(ZH-1600MFL)將材料加熱到860 ℃并保溫1 h，然后油冷至室溫，最后在180 ℃下回火2 h，水冷直到室溫.熱處理完成后試樣表面經磨削和拋光工藝處理，其表面粗糙度Ra均在0.8 μm左右.

表1 試驗用鋼的化學成分(質量分數/%)Table 1 Chemical composition of Cr-Ni-Mo steel(mass fraction/%)

1.2 試驗方法

利用銷盤摩擦磨損試驗機(MMU-10G)開展摩擦磨損試驗，其摩擦對偶材料為AISI 52100銷試樣，表面粗糙度Ra和顯微硬度分別為0.8 μm和60 HRC.試驗機結構示意圖如圖1所示，試驗參數列于表2中.采用Mobil潤滑油(APIGL-5,80W90)進行潤滑；利用掃描電子顯微鏡(SEM,NOVA NANOSEM 430)觀察磨損形貌；利用能譜分析儀(EDS,EDAX SDD)測定試樣磨損表面的元素分布.

Fig.1 Schematic diagram of pin disc friction and wear tester:(a) schematic diagram;(b) equipment diagram圖1 銷盤摩擦磨損試驗機示意圖：(a)試驗原理圖；(b)設備照片

表2 摩擦磨損試驗參數Table 2 The parameters of friction and wear test

采用壓送式自動噴丸機(LSWPC1010FK-A)完成試樣的噴丸處理，采用粒徑為0.6 mm的陶瓷丸粒，噴丸氣壓分別設置為0.6、0.4和0.2 MPa，噴丸覆蓋率分別設置為100%、200%和300%，具體噴丸工藝參數列于表3中.

表3 噴丸參數Table 3 The parameters of shot peening

利用三維形貌儀(RTEC Up Dual-Mode)獲取不同噴丸參數處理后試樣的表面形貌特征和磨損形貌特征；利用體積分數為4%的硝酸乙醇溶液腐蝕試樣表面，并通過光學顯微鏡(OM，Leica,M165C)觀察試樣金相特征；在熱處理后試樣取下尺寸為8 mm×8 mm×8 mm的塊狀試樣進行X射線衍射(XRD)檢測；透射電子顯微鏡(TEM)試樣制備過程如下：在塊狀試樣上利用線切割取下尺寸為Φ3 mm×0.5 mm的圓片狀試樣，然后利用砂紙打磨至厚度約為15 μm，再使用電解液對樣品進行雙噴射電解拋光，其中，電解液溫度為-20 ℃，含有 90 mL的C2H5OH和10 mL的 HClO4，利用透射電子顯微鏡表征；將試樣安裝在專用夾具中，通過旋轉調節(jié)按鈕，實現試樣在顯微硬度計載物臺上的位置移動，進而利用顯微硬度儀(SCTMC，HV-50)測試試樣截面硬度分布，其載荷和保壓時間分別為1.96 N和15 s；利用Proto-LXRD型應力儀測試噴丸前后的殘余應力值.

2 結果與討論

2.1 表面形貌分析

噴丸強化對試樣三維形貌的影響如圖2所示.由圖2(a)可見，原始試樣表面規(guī)律地分布著機械加工痕跡，表面形貌相對平整，無明顯起伏現象，痕跡底部與凸起位置的最大高度差為5.8 μm.經過噴丸處理后，試樣表面的加工痕跡基本消失，表面產生了大量的不均勻分布彈坑，表面形貌變化較大，噴丸試樣SP1、SP2、SP3、SP4和SP5的最大高度差分別為25.0、18.0、11.8、19.0和21.0 μm.可見，隨著噴丸氣壓和覆蓋率的增加，試樣表層材料塑性變形程度增大.前期研究[8]表明了雖然較大的噴丸氣壓和覆蓋率可形成較強的沖擊作用，誘導表層材料產生強化改性層，但表面產生的沖擊損傷和微缺陷也加劇了接觸面的材料剝落.

Fig.2 Three dimensional morphology of samples with and without shot peening:(a) unteated;(b) SP1;(c) SP2;(d) SP3;(e) SP4 and(f) SP5圖2 噴丸前后試樣的三維形貌：(a)原始試樣；(b) SP1；(c) SP2；(d) SP3；(e) SP4和(f) SP5

噴丸強化對試樣表面粗糙度的影響如圖3所示.原始試樣表面粗糙度值Ra為0.960 μm，噴丸試樣的表面粗糙度值顯著增加，SP1、SP2、SP3、SP4和SP5表面粗糙度值分別為1.600、1.381、0.957、1.353和1.365 μm.對比不同噴丸氣壓處理試樣(SP1、SP2和SP3)的表面粗糙度值可知，噴丸氣壓的提高，增大了試樣表面粗糙度值.隨著噴丸覆蓋率從100%提高到300%，表面粗糙度值先降低后略有升高.其原因為覆蓋率增加200%時，在彈坑邊緣區(qū)域形成的凸起現象減少，表面相對平整，但隨著覆蓋率增加到300%，導致試樣表面過噴，在彈坑邊緣區(qū)域形成形成新的凸起特征，增大了表面粗糙度，Zhang等[9]在噴丸對齒輪材料表面特征的影響研究中得到了類似的結論.Kovaci等[10]的研究結果也表明了噴丸彈坑引起的應力集中是降低接觸副疲勞性能的主要誘因之一.因此，在實際的噴丸強化處理中，應重點考慮表面形貌特征的變化.

Fig.3 Surface roughness of samples with and without shot peening圖3 噴丸前后試樣的表面粗糙度

2.2 顯微組織分析

噴丸強化對試樣顯微組織的影響如圖4所示.由圖4(a)可知，原始試樣的表層微觀組織分布相對均勻.經過噴丸強化后，表層材料出現明顯的塑性變形并產生強化改性層.同時，噴丸試樣的表層產生了“白亮層”，經過XRD分析可知，試樣表層產生變形并誘發(fā)材料相變.在試樣表面取樣，從TEM照片分析微觀特征，可以看出，材料塑性變形會促使位錯沿不同方向產生滑移，提高位錯密度[圖4(e)和(f)]并阻礙裂紋的擴展.當噴丸氣壓和覆蓋率增大，丸粒攜帶的沖擊能和沖擊次數增大，引起材料改性層深度增加.但噴丸覆蓋率過大，會引起包辛格效應而導致表面材料軟化，降低材料疲勞強度[11-12].

Fig.4 OM and TEM micrographs of microstructure of samples with and without shot peening:(a,d) unteated;(b,e) SP1;(c,f) SP2.(g) XRD pattern of samples with and without shot peening圖4 噴丸前后試樣微觀組織的OM和TEM照片：(a,d) 原始試樣；(b,e) SP1試樣；(c,f) SP2(g)噴丸前后試樣的XRD圖譜

2.3 顯微硬度分析

噴丸強化對試樣顯微硬度分布的影響如圖5所示.原始試樣表面顯微硬度為493 HV0.2，沿深度方向上的硬度值變化較平緩，硬度值在493 HV0.2～496 HV0.2之間變化.試樣經過噴丸處理后，顯微硬度大幅度提高并隨表面到基體內部呈遞減的趨勢.噴丸試樣SP1、SP2、SP3、SP4和SP5的表面顯微硬度值分別為602 HV0.2、582 HV0.2、563 HV0.2、584 HV0.2和587 HV0.2.與原始樣相比，顯微硬度分別提高了22.11%、18.05%、14.20%、18.46%和19.07%.可見，隨著噴丸氣壓和覆蓋率的增加，試樣的顯微硬度均顯著增加.

Fig.5 Microhardness distribution of samples with and without shot peening圖5 噴丸前后試樣的顯微硬度

2.4 殘余應力分析

噴丸強化對試樣表面殘余應力的影響如圖6所示.原始試樣的表面殘余壓應力為-90 MPa，主要是試樣在熱處理和機械加工過程中產生的.噴丸處理后試樣殘余應力值增加，其原因是表層材料受到沖擊后發(fā)生了不均勻變形，且強化改性層內部和外部材料產生了不同方向的約束力而形成殘余壓應力.噴丸試樣SP1、SP2、SP3、SP4和SP5的表面殘余應力值分別為-646、-629、-599、-635和-638 MPa.與原始樣相比，表面殘余壓應力分別提高617.78%、598.89%、565.56%、605.56%和608.89%.還應注意的是，不同噴丸氣壓誘導的表面殘余應力值(-646、-629和-599 MPa)存在明顯區(qū)別，而噴丸覆蓋率誘導的表面殘余應力值(-629、-635和-638 MPa)大致相同.Maleki等[13]分析了不同噴丸參數對AISI 1045碳鋼殘余應力分布規(guī)律的影響，得出了提高噴丸覆蓋率并不能有效提高殘余壓應力分布水平的結論，其研究結論與本試驗中結果具有高度的相似性.

Fig.6 Surface residual stress of samples with and without shot peening圖6 噴丸前后試樣的表面殘余應力

2.5 摩擦磨損性能分析

噴丸強化對試樣的動態(tài)摩擦系數的影響如圖7所示.可以看出，原始試樣和噴丸試樣在磨損初期摩擦系數沒有產生大幅度波動，說明摩擦副運行穩(wěn)定，這樣的現象可歸因于潤滑油的減摩作用.其中，原始試樣的摩擦系數波動范圍相對較小，說明在滑動磨損過程中，銷試樣與原始盤試樣保持著平穩(wěn)摩擦狀態(tài)，動態(tài)摩擦系數在0.06～0.09之間波動，其平均摩擦系數為0.073.噴丸后試樣動態(tài)摩擦系數的變化區(qū)間均有所增大，特別是噴丸覆蓋率為300%的試樣SP5，其動態(tài)摩擦系數在0.04～0.09之間波動，且平均摩擦系數為0.058.試樣SP5動態(tài)摩擦系數波動大的原因可能是在磨損的過程中銷盤接觸點處的金屬處于塑性狀態(tài)，隨著銷盤間瞬時高溫的產生，形成了黏結力強的黏結點.形成的黏結點在銷盤摩擦副循環(huán)接觸過程中被剪切，從而引起波動[2,14].噴丸試樣SP1、SP2和SP3的平均摩擦系數分別為0.051、0.034和0.023.與原始試樣相比，試樣SP1、SP2和SP3的摩擦系數分別降低了30.14%、53.42%和68.49%.可見，試樣的摩擦系數隨著噴丸氣壓的增加而降低.Mitrovic等[15]認為噴丸引起的表面凹凸形貌增大了磨損過程中的銷盤接觸面積，改善了潤滑效果，是噴丸引起摩擦系數降低的重要因素之一.同時，還應考慮到噴丸氣壓的增加形成更深的沖擊彈坑，提高了接觸界面的潤滑油儲量.不同噴丸覆蓋率試樣的摩擦系數也存在明顯不同，覆蓋率為100%的試樣SP2、覆蓋率200%的試樣SP4和覆蓋率300%的試樣SP5的平均摩擦系數分別為0.034、0.040和0.058，與原始試樣相比，分別降低了53.42%、45.20%和20.55%，噴丸處理試樣摩擦系數均小于原始試樣.李劍鋒等[16]認為表面強化處理提高了材料的表層硬度，引入殘余應力，降低了摩擦過程中的冷焊結強度，進而降低表面的附著力，導致摩擦系數下降.值得注意的是，噴丸試樣SP5的摩擦系數波動區(qū)間最大，這是由于噴丸試樣SP5的表面彈坑較多[圖2(f)]，且在邊緣位置產生了較多的應力集中點，造成表面微觀缺陷和材料剝落的現象.在磨損過程中應力集中位置發(fā)生了劇烈的剪切效應.Wang等[17]認為摩擦波動現象是因為隨著摩擦磨損試驗的進行，產生的摩擦熱不斷增加，接觸表面形成的氧化膜逐步被破壞.

Fig.7 Friction coefficient of samples with and without shot peening:(a) unteated;(b) SP1;(c) SP2;(d) SP3;(e) SP4;(f) SP5圖7 噴丸前后試樣的動態(tài)摩擦系數：(a)原始試樣；(b) SP1；(c) SP2；(d) SP3；(e) SP4；(f) SP5

噴丸前后試樣的磨損形貌和磨損輪廓如圖8所示.可以看出噴丸前后試樣的磨損輪廓形貌均呈U型，磨痕兩側產生材料凸起現象，磨痕底部表現處明顯的犁溝破壞特征，且磨痕底部的磨損曲線波動較大，說明銷盤磨損過程中底部材料移除相對嚴重.提取形貌的三維圖繪制輪廓曲線，曲線中的最大值與最小值之差為試樣磨損深度.經計算，原始試樣磨痕輪廓最大深度為24.73 μm，試樣SP1、SP2和SP3的磨痕輪廓深度分別為20.46、20.89和20.52 μm，結果表明，隨著噴丸氣壓的增大，試樣的磨痕深度明顯降低.對比不同噴丸覆蓋率試樣的磨損輪廓可以發(fā)現，噴丸試樣SP2、SP4和SP5的磨痕深度分別為20.89、18.12和18.58 μm.應當注意的是，隨著噴丸覆蓋率的增加，磨損深度先降低后增加，噴丸覆蓋率為300%的試樣SP5的磨痕深度略微升高.結合噴丸試樣SP5的表面形貌特征[圖2(f)]和摩擦系數特性[圖7(f)]，可以推斷出覆蓋率為300%的噴丸試樣磨損深度較深的原因是表層材料出現的軟化效應加劇了銷盤接觸區(qū)域內材料的脫落.

Fig.8 Wear profile and curve of samples with and without shot peening:(a,a1) unteated;(b,b1) SP1;(c,c1) SP2;(d,d1) SP3;(e,e1) SP4;(f,f1) SP5圖8 噴丸前后試樣的磨損形貌和磨損輪廓曲線：(a,a1)原始試樣；(b,b1) SP1；(c,c1) SP2；(d,d1) SP3；(e,e1) SP4；(f,f1) SP5

由三維磨損形貌計算試樣噴丸前后的磨損率，如圖9所示，原始試樣的磨損體積為1.25×10-5mm3/(N·m)，噴丸試樣SP1、SP2、SP3、SP4和SP5的磨損體積分別為0.81×10-5、0.86×10-5、1.05×10-5、0.92×10-5和0.97×10-5mm3/(N·m).可見，噴丸處理試樣的磨損率均顯著降低，說明噴丸處理提高了試樣的耐磨性.其中，試樣SP1表現出最優(yōu)的耐磨性，與原始樣相比，SP1的磨損體積減小了35.20%.這是因為試樣噴丸處理后，表層材料產生塑性變形和晶粒組織細化，并形成了一定深度的殘余壓應力場，其次噴丸試樣SP1表面的應力集中點和接觸區(qū)域材料脫落相對較少.在上述因素綜合的影響下，噴丸試樣SP1的耐磨性得到顯著提高.

Fig.9 Wear rate of samples with and without shot peening圖9 噴丸前后試樣磨損率

2.6 強化機理分析

利用掃描電子顯微鏡和能譜分析研究噴丸前后試樣的強化機理.噴丸強化對試樣表面形貌的影響如圖10所示.在原始試樣的磨損表面上有大量裂紋，材料發(fā)生嚴重變形，磨損表面存在的犁溝證明了試樣在銷盤接觸磨損中經歷了微切削和塑性流動過程.由于原始試樣表面相對平整，表面出油量相對較少，難以形成性能穩(wěn)定且具有一定厚度的潤滑油膜[18]，且隨著銷盤接觸區(qū)域內塑性流動的積累，磨損表面存在的微裂紋進一步地擴展并形成宏觀裂紋開裂，導致表面材料從基體中脫落，并在磨損過程中不斷研磨細化，引起接觸表面大量裂紋的出現，形成典型的犁溝破壞特征.對原始試樣中磨損表面A區(qū)域進行能譜分析，可以檢測到Fe、C和Cr元素的存在，但未發(fā)現O元素，如圖11(a)所示，說明在磨損過程中銷盤之間沒有形成穩(wěn)定的氧化膜.由圖11(b～f)可知，噴丸試樣的磨損表面相對光滑，表面裂紋和表面犁溝破壞程度降低，其主要原因是噴丸試樣表面的彈坑(圖2)提高了摩擦界面的儲油量，改善了表面潤滑效果，降低了摩擦系數(圖7).其次，噴丸強化提高了試樣的微觀硬度(圖5)，根據摩擦磨損的經典理論Archard原理可知，材料硬度越大，耐磨性越好.但仍可以觀察到噴丸試樣的磨損表面在犁溝附近存在大量材料脫落，但未形成較大的剝落坑，證明噴丸處理后材料的強度得到提高.雖然噴丸強化提高試樣的疲勞強度，但噴丸彈坑邊緣的應力集中位置處于低強度狀態(tài)，當銷盤接觸并相互滑動時，應力薄弱的彈坑邊緣處開始發(fā)生材料脫落形成碎屑并參與到磨損過程中，形成“第三體”磨粒磨損.在基體上脫落的磨粒材料在摩擦熱的作用下形成了表面黏結[圖10(f)]，影響銷盤接觸副之間的運行穩(wěn)定性，進而造成動態(tài)摩擦系數的波動[圖7(f)].文獻[19]中將這種黏結磨損稱為“氧氣排除”，并證明摩擦副之間凹凸表面的摩擦功耗散利于氧化物的形成，導致更多的氧氣消耗.對噴丸試樣SP5用能譜儀(EDS)進行元素檢測分析，如圖11(c)所示，在黏結特征區(qū)域內檢測到氧元素含量相對較高，確定試樣SP5的磨損過程中發(fā)生了氧化磨損.同時，噴丸強化誘發(fā)的微觀位錯和材料相變(圖4)使試樣表層產生較大的殘余應力場，在接觸磨損過程中可部分消除交變外載荷引起的表層拉應力[20-21]，有效抑制裂紋的萌生和擴展.因此，相對于原始試樣，噴丸試樣的磨損表面微裂紋和磨損剝落坑數量減小，噴丸試樣的耐磨性得到有效提高.

Fig.10 SEM micrographs of samples with and without shot peening after wear:(a) unteated;(b) SP1;(c) SP2;(d) SP3;(e) SP4;(f) SP5圖10 噴丸前后試樣磨損形貌的SEM照片：(a)原始試樣；(b) SP1；(c) SP2；(d) SP3；(e) SP4；(f) SP5

Fig.11 EDS analysis of samples with and without shot peening in Fig.10:(a) area A;(b) area B;(c) area C圖11 圖10中噴丸前后試樣不同區(qū)域的EDS分析：(a) A區(qū)域；(b) B區(qū)域；(c) C區(qū)域

3 結論

a.噴丸強化后，Cr-Ni-Mo系高強鋼試樣的表面機械加工痕跡消失并形成沖擊彈坑，增大了試樣的表面粗糙度；表層材料發(fā)生塑性變形并產生位錯，且試樣顯微硬度和殘余應力均隨著噴丸氣壓和覆蓋率的增加而增大.

b.噴丸強化顯著降低了Cr-Ni-Mo系高強鋼試樣的摩擦系數和磨損率，與原始試樣相比，噴丸試樣的最大摩擦系數降低了68.49%，磨損率最大降低了35.20%；摩擦系數的降低是因為表面彈坑的存在提高了接觸界面的儲油量，改善了界面潤滑效果.

c.原始試樣的磨損形式主要表現為犁溝產生的材料剝落，噴丸強化試樣的磨損機制主要以犁溝、氧化磨損和黏結磨損為主.其強化機制歸因于噴丸誘導的表層材料塑性變形和殘余應力抑制裂紋的萌生以及擴展.