李占明， 朱有利， 謝俊峰， 杜曉坤， 陳海峰， 潘洪海

(1. 裝甲兵工程學(xué)院 裝備再制造工程系，北京100072;2. 裝甲兵工程學(xué)院 科研部，北京100072;3. 中國(guó)人民解放軍駐沈陽(yáng)飛機(jī)工業(yè)(集團(tuán))有限公司軍事代表室，沈陽(yáng)110034)

30CrMnSiNi2A 具有較高的強(qiáng)度、韌性和塑性，是航空航天領(lǐng)域應(yīng)用最為廣泛的合金之一，主要用作起落架、平尾大軸、發(fā)動(dòng)機(jī)架以及高壓連接件等重要零部件，這些零件在交變載荷的作用下容易發(fā)生疲勞失效［1］。因疲勞裂紋一般萌生于零件表面，所以噴丸、滾壓、超聲沖擊和激光沖擊等機(jī)械表面強(qiáng)化技術(shù)就受到了國(guó)內(nèi)外專(zhuān)家和學(xué)者的青睞［2～5］。噴丸(Shot Peening)處理是利用高速?lài)娚涞募?xì)小彈丸在室溫下撞擊工件表面，使表層材料在再結(jié)晶溫度下產(chǎn)生彈、塑性變形，從而呈現(xiàn)出理想的組織結(jié)構(gòu)、加工硬化和殘余應(yīng)力分布狀態(tài)，從而提高零件抗疲勞性能和抗應(yīng)力腐蝕性能的一種表面處理方法。使用噴丸處理改善金屬結(jié)構(gòu)的疲勞性能早已被人們所熟知，并已在航空航天、機(jī)械、造船、鐵路運(yùn)輸?shù)戎T多領(lǐng)域得到實(shí)際應(yīng)用［6，7］。而關(guān)于噴丸強(qiáng)化處理對(duì)30CrMnSiNi2A 合金鋼影響的研究較少，本工作采用掃描電鏡和透射電鏡觀察了試樣表層的顯微組織結(jié)構(gòu)，利用納米壓痕儀和X 射線應(yīng)力儀測(cè)試了噴丸處理和未處理試樣表層納米顯微硬度和殘余應(yīng)力沿厚度方向的分布，分析了噴丸處理30CrMnSiNi2A 合金鋼的晶粒細(xì)化機(jī)制及其對(duì)材料加工硬化和殘余應(yīng)力的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料為淬火+回火態(tài)30CrMnSiNi2A 合金鋼，材料成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為C 0. 26 ～0. 34，Si 0.9 ～1.2，Mn 1.0 ～1.3，S 0.015，P 0.025，Ni 1.4 ～1.8，Cr 0.9 ～1.2，Cu 0.25，W 0.20，Mo 0.15，F(xiàn)e 余量;采用氣動(dòng)式噴丸設(shè)備制備了30CrMnSiNi2A 合金鋼噴丸強(qiáng)化處理試樣，空氣壓力0.6 MPa，鋼丸直徑為0.5 mm，覆蓋率超過(guò)100%，強(qiáng)度為0.4 A;經(jīng)噴丸強(qiáng)化處理和未處理的試樣經(jīng)研磨拋光后，用4%硝酸酒精浸蝕約5 s 后采用Nova NanoSEM 650 型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察截面組織形貌，并通過(guò)JEM-2100 型高分辨率透射電鏡觀察噴丸強(qiáng)化處理后試樣的表層微觀結(jié)構(gòu);納米顯微硬度的測(cè)試采用Nano Test 600 型多功能納米材料性能測(cè)儀，壓頭為金剛石制成的正三棱錐形Berkovich 壓頭，加載載荷為30 mN，保荷時(shí)間為15 s，測(cè)試間距5 μm;利用X-350 型X 射線應(yīng)力測(cè)定儀，通過(guò)電解拋光法逐層測(cè)試試樣表層的殘余應(yīng)力，電解拋光液選擇飽和氯化銨溶液+ 3% 甘油(體積比)，每道拋光深度為50 μm。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 強(qiáng)化層的微觀組織結(jié)構(gòu)觀察

圖1 是未處理和經(jīng)噴丸強(qiáng)化處理30CrMnSiNi2A合金鋼試樣斷面 SEM 照片，由圖1a 可見(jiàn)，30CrMnSiNi2A 合金鋼淬火+回火后的組織主要為板條馬氏體、少量的下貝氏體、孿晶及殘余奧氏體。從圖2b 可以看出，經(jīng)噴丸處理后，在試樣表面形成了一厚度約為30 μm 的致密塑性變形層，試樣表層金屬晶粒因塑性變形而被拉長(zhǎng)，形成了平行于表面的纖維狀組織結(jié)構(gòu)。

圖1 噴丸強(qiáng)化處理前后試件的斷面形貌(a)未處理;(b)處理Fig.1 Cross-section morphology of specimen (a)unpeened specimen;(b)peened specimen

通過(guò)掃描電鏡很難觀察到試樣近表面清晰的圖像，故采用線切割技術(shù)，將噴丸處理后的試樣切割成直徑為3 mm 的圓形試樣，而后分別采用1500 #、2000 #砂紙以及1 μm 的金剛石拋光膏單面磨制試樣，將試樣磨制至30 ～40 μm 厚度，采用離子減薄機(jī)將試樣減薄至100 ～200 nm，采用透射電鏡觀察試樣表面的組織結(jié)構(gòu)，圖2 是試樣表面的TEM 照片及相應(yīng)的選區(qū)電子衍射譜(SAED)。由試樣的TEM明場(chǎng)和暗場(chǎng)像觀察分析可知，噴丸處理在試樣表面層形成了超細(xì)等軸晶體，晶粒直徑約為5 ～135 nm，平均直徑約為46 nm，晶體取向呈隨機(jī)分布，表明位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)是其結(jié)構(gòu)變化的主要原因。利用試樣選區(qū)電子衍射譜(SAED)形成的連續(xù)完整衍射環(huán)，根據(jù)多晶體電子衍射花樣標(biāo)定方法，對(duì)表層納米組織進(jìn)行成分標(biāo)定。標(biāo)定結(jié)果表明，表層納米組織的主要成分為具有體心立方(bcc)晶格結(jié)構(gòu)的α-馬氏體相。

此前，I. Nikitin 和張洪旺等人分別采用冷深滾技術(shù)(Deep Rolling)、表面機(jī)械研磨處理(Surface Mechanical Attrition Treatment)對(duì)AISI304 奧氏體不銹鋼進(jìn)行表面納米化處理，發(fā)現(xiàn)強(qiáng)烈塑性變形可以誘導(dǎo)馬氏體相變［8，9］。噴丸處理后，試樣表層和次表層發(fā)生了強(qiáng)烈塑性變形，會(huì)誘發(fā)殘余奧氏體等組織向馬氏體相轉(zhuǎn)變，形成以α-馬氏體相為主要表層組織。高倍透射電鏡觀察發(fā)現(xiàn)，在試樣的納米晶粒內(nèi)部存在大量的高密度位錯(cuò)，如圖3 所示。以上分析表明，噴丸處理在試樣表層產(chǎn)生了劇烈的塑性變形，使位錯(cuò)增殖、滑移、交割和纏結(jié)最終導(dǎo)致晶粒細(xì)化和位錯(cuò)密度增加，形變誘導(dǎo)晶粒細(xì)化是其主要的晶粒細(xì)化機(jī)制。

2.2 強(qiáng)化層納米顯微硬度測(cè)試

硬度是反映材料力學(xué)性能的重要指標(biāo)，是最常用的加工硬化表征手段之一，圖4 是未處理和噴丸處理后的30CrMnSiNi2A 合金鋼試樣斷面納米顯微硬度的分布圖。可以看出，噴丸處理后，試樣表面層的最高納米顯微硬度為7.08 GPa，隨著深度的進(jìn)一步增加，硬度值逐漸降低，大約距表面為30 μm 時(shí)趨于穩(wěn)定，此時(shí)硬度值約為6. 59 GPa，從表面到30 μm的范圍內(nèi)，未處理試樣平均納米顯微硬度為6.51 GPa，而 噴 丸 處 理 后 為6. 83 GPa，提 高 了4.9%，表明加工硬化量較小。噴丸強(qiáng)化處理后，材料表面顯微硬度的變化可用經(jīng)典的Hall-Petch 模型來(lái)加以解釋?zhuān)?0］。金屬材料的硬度和晶粒尺寸、位錯(cuò)密度之間存在一定的關(guān)系，根據(jù)加工硬化(Work Hardening)理論，噴丸處理導(dǎo)致的塑性變形量越大，變形金屬的強(qiáng)度和硬度就越高，而塑性韌性將降低。從微觀結(jié)構(gòu)上來(lái)看，隨著噴丸的進(jìn)行，試樣表面的位錯(cuò)密度會(huì)不斷增加，位錯(cuò)之間的距離隨之減少，位錯(cuò)間的交互作用增強(qiáng)，形成大量位錯(cuò)纏結(jié)、位錯(cuò)胞和不動(dòng)位錯(cuò)等位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的障礙，造成位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力不斷增大，使材料變形抗力增加，從而提高了30CrMnSiNi2A 合金鋼試樣表面的顯微硬度，這也有利于材料耐磨性能的提高。

圖2 噴丸強(qiáng)化處理試件表層微觀組織結(jié)構(gòu) (a)TEM 明場(chǎng)像及選區(qū)電子衍射花樣;(b)TEM 暗場(chǎng)像Fig.2 Microstructure of specimen after shot peening (a)TEM bright field image and the corresponding SAED;(b)TEM dark field image

圖3 噴丸強(qiáng)化處理試件表層微觀組織結(jié)構(gòu)Fig.3 Microstructure of specimen after shot peening

圖4 噴丸強(qiáng)化處理試件表層微觀組織結(jié)構(gòu)Fig.4 Microstructure of specimen after shot peening

2.3 強(qiáng)化層的殘余應(yīng)力測(cè)試

殘余應(yīng)力是去除外部因素作用后，存在于物體內(nèi)部保持平衡的一種內(nèi)應(yīng)力。分布合理的殘余壓應(yīng)力可能成為提高機(jī)械零部件疲勞強(qiáng)度、抗應(yīng)力腐蝕能力的主要因素，噴丸強(qiáng)化處理的主要強(qiáng)化機(jī)制之一就是在工件表面引入一定深度的殘余壓應(yīng)力層，從而抑制疲勞裂紋的萌生，減小疲勞裂紋的擴(kuò)展，提高工件的使用壽命［11］。噴丸處理與未處理的30CrMnSiNi2A 合金鋼試樣的殘余應(yīng)力場(chǎng)分布如圖5所示。從圖中可以看出，車(chē)削加工表面所產(chǎn)生的壓殘余應(yīng)力數(shù)值較小，最大值為－433 MPa，而且殘余壓應(yīng)力層深度較淺，大約為150 μm;經(jīng)噴丸處理后試樣表面所產(chǎn)生的殘余應(yīng)力數(shù)值較大，最大值為－1050 MPa，且分布深度增加，大約為280 μm。殘余應(yīng)力產(chǎn)生的本質(zhì)原因是金屬內(nèi)部晶粒發(fā)生了不均勻的塑性變形，晶粒內(nèi)部一部分未發(fā)生塑性變形，而另一部分發(fā)生了塑性變形，未發(fā)生塑性變形部分與已發(fā)生塑性變形部分之間相互牽制就會(huì)形成彈性應(yīng)力場(chǎng)。因此，可以說(shuō)不均勻塑性變形在力方面的體現(xiàn)為殘余應(yīng)力，而在形狀方面的體現(xiàn)為晶格畸變，殘余應(yīng)力的本質(zhì)就是晶格畸變［12］。噴丸強(qiáng)化處理在工件表面引入了劇烈的塑性變形，導(dǎo)致晶粒細(xì)化、位錯(cuò)密度增加，形成了大量的晶界、亞晶界和位錯(cuò)纏結(jié)等，引起晶格畸變?cè)黾?，形成了一定深度的殘余壓?yīng)力層。值得注意的是，殘余應(yīng)力本身在激活能的作用下容易由亞穩(wěn)態(tài)向穩(wěn)態(tài)轉(zhuǎn)變，在承受疲勞載荷時(shí)容易發(fā)生應(yīng)力松弛。而噴丸處理后，材料表層組織結(jié)構(gòu)的細(xì)化及帶來(lái)的加工硬化具有更好的穩(wěn)定性，對(duì)改善抗疲勞性能具有更加實(shí)際的價(jià)值。

圖5 噴丸處理前后試件表面的殘余應(yīng)力分布曲線Fig.5 Distribution of residual stress along depth from surface before and after shot peening

3 結(jié)論

(1)30CrMnSiNi2A 合金鋼淬火+回火后的組織主要為板條馬氏體、少量的下貝氏體、孿晶及殘余奧氏體，經(jīng)噴丸處理后，在距材料表面約30 μm 的范圍內(nèi)形成了致密塑性變形層，變形層內(nèi)晶粒明顯細(xì)化，晶粒直徑約為5 ～135 nm，平均直徑約為46 nm，晶體取向呈隨機(jī)分布;

(2)經(jīng)噴丸處理后，30CrMnSiNi2A 合金鋼試樣表面層的最高納米顯微硬度為7.08 GPa，隨著深度的進(jìn)一步增加，硬度值逐漸降低，距表面為30 μm時(shí)趨于穩(wěn)定，該范圍內(nèi)，噴丸處理使試樣加工硬化量提高了4.9%;

(3)車(chē)削加工的30CrMnSiNi2A 合金鋼試樣表面壓殘余應(yīng)力數(shù)值較小，最大值為－433 MPa，且殘余壓應(yīng)力層深度較淺，約為150 μm;噴丸處理在試樣表面引入了深度約為280 μm 的殘余壓應(yīng)力層，最大值為－1050 MPa。

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