摘 要:对0Cr16Ni5Mo1马氏体不锈钢进行不同工艺的表面喷丸处理后,采用X射线应力分析 和衍射分析方法研究了喷丸工艺对试样表面粗糙度、残余应力、衍射半高宽、残余奥氏体含量和显 微硬度的影响。结果表明:经钢丸强力喷丸+玻璃/陶瓷丸喷丸的复合喷丸工艺处理后,试样表面 粗糙度低,表面残余压应力大且分布均匀,残余压应力层深在100μm 以上,衍射半高宽、残余奥氏 体含量变化明显,表面硬度显著提升。
关键词:0Cr16Ni5Mo1钢;喷丸;微粒子;X射线应力分析
中图分类号:TG142.71 文献标志码:A 文章编号:1001-4012(2021)12-0032-06
0Cr16Ni5Mo1钢属于超低碳马氏体不锈钢,因 其碳含量较低以及铬、镍、钼的配比较优,有利于形 成较为稳定的马氏体组织,且通过简单的热处理即 可得到强度和韧性良好匹配的材料,从而在水电、火 电、核 电 和 航 空 航 天 等 领 域 得 到 广 泛 应 用[1-2]。 0Cr16Ni5Mo1钢常用于制造叶片、齿轮等零件,由 于长时间受到交变载荷的作用,上述零件容易发生 疲劳失效,降低其使用寿命。因此,疲劳寿命成为 0Cr16Ni5Mo1钢的重要性能指标。
表面喷丸强化技术是提高机械零部件疲劳寿命 的一种重要的制造工艺。喷丸处理能够给材料表层 带来多种变化,包括:①引入残余压应力场;②细化 表面组织;③将残余奥氏体转变为马氏体;④表面粗 糙度增大[3]。其中前三者均可提高材料的疲劳寿 命,而最后者则会降低材料的疲劳性能。然而,通过 优化处理喷丸工艺参数,可以将表面粗糙度控制在 合理的范围内,从而避免这一不利影响。与其他表 面强化技术相比,喷丸处理具有强化效果明显、操作 简便及成本低廉等优点。
目前,喷丸强化技术在国内已得到了一定程度 的应用,但实际喷丸处理工艺的选择仍面临很多问 题。对于不同材料的喷丸强化件,采用钢丸、陶瓷 丸、玻璃丸等不同喷丸介质,选用不同的喷丸强度以 及复合工艺都会对喷丸强化效果产生明显影响。为 了获得最优的喷丸强化效果,笔者对0Cr16Ni5Mo1 马氏体不锈钢进行了6种不同工艺的喷丸处理,以 期获得最优的残余压应力场及细化的形变组织,最 大程度改善材料的疲劳性能。
1 试验材料及方法
1.1 试验材料
试验材料为0Cr16Ni5Mo1马氏体不锈钢,由北 京钢铁研究总院采用真空感应熔炼制得,其化学成分如表1所示。试验材料在1100℃保温1h奥氏体化 后,进行油淬冷至室温,然后在580℃保温2h回火。
图1为试验材料热处理前后的显微组织形貌、 扫描电镜(SEM)形貌及电子背散射衍射(EBSD)形 貌,可知回火状态的显微组织中基体为回火马氏体 和少量的残余奥氏体,其晶粒度对应 ASTM 标准评 级约为4.5级,每个原奥晶粒内存在若干个取向不 同的马氏体板条,残余奥氏体弥散分布于板条间。
喷丸试样从试验材料上切取,为圆片状试样,尺 寸为?25mm×10mm。对其端面进行喷丸处理, 具体试样尺寸与喷丸工艺方法如图2所示。喷丸所 用弹丸为直径0.3mm的钢丸、直径0.1mm的陶瓷 丸以及直径0.1mm的玻璃丸。
1.2 试验方法
表2为不同喷丸工艺的编号及参数。重要的喷 丸工艺参数包括喷丸强度和喷丸表面覆盖率[4]。喷 丸强度是通过标准阿尔门的饱和弧高曲线来确定 的,饱和点弧高值即为喷丸强度(标准单位为 mm),标准阿尔门试片包括A型与N型试片,试验样品均 达到100%覆盖率。
各工艺条件下喷丸表面粗糙度均采用 TR220 型表面粗糙度仪测量,主要粗糙度参数选择轮廓算 术平均偏差(Ra)和微观不平度10点高度(Rz)[5], 每个喷丸表面重复测量3次,最后取其平均值。每 次取样连续取5段,每段长度0.4mm。
喷丸后残余应力采用 Proto-LXRD 型 X 射线 应力分析仪检测[6]。仪器管电压30kV,管电流20mA,Cr靶 Kα 辐 射,V 滤 波 片,准 直 管 直 径 1mm,双512通道位敏探测器。对应衍射角2θ范 围均为20°,ψ角±45°内优化设置17站,同倾衍射 几何方式。检测执行 ASTME915-2010、EN15305 -2008以及GB7704-2017标准。X射线应力分析 仪同时还可以检测喷丸层的衍射半高宽,用以间接表 征喷丸后形变组织结构。采用Proto-8818型电解抛 光机和专用电解液进行电化学腐蚀,工作电压15V, 工作电流2A,采用数显千分尺测量腐蚀深度。
残余奥氏体含量通过XL-640型 X射线衍射分 析仪检测,仪器管电压25kV,管电流5mA,Cr靶 Kα辐射,V滤波片,准直管直径1mm。选择奥氏 体(220)及马氏体(211)衍射晶面,对应2θ范围分别 132°~125°及168°~144°,间隔均为0.04°,时间常数 3s及20s。检测执行ASTME975-2013和YB/T 5338-2006标准。
采用DHV-1000型显微硬度计测量各种工艺 对应喷丸层显微硬度及其沿材料层深的分布。测试 时,载荷为0.49N,保载时间10s,在同一层深重复 测量3点,最后取其平均值。
2 试验结果与讨论
2.1 表面粗糙度
利用数显表面粗糙度轮廓仪测量试块未喷丸机 加工面以及不同工艺喷丸处理面的表面粗糙度的 Ra 和Rz 值,结果如图3所示。
直径?25mm、厚度10mm圆片喷丸工艺试块 端面经过精磨加工,未喷丸机加工面表面粗糙度较 低。喷丸工艺1和工艺2的喷丸强度较低,对应表 面粗糙度增加不明显。喷丸工艺3和工艺4采用钢 丸,随着喷丸强度增加表面粗糙度增大。喷丸工艺 5和工艺3相比,由于增加微粒子玻璃丸喷丸,表面 粗糙度降低。喷丸工艺6和工艺4相比,由于增加 微粒子陶瓷丸喷丸,表面粗糙度降低。喷丸工艺10 和工艺9相比,增加了微粒子玻璃丸喷丸,表面粗糙 度进一步降低。总之,采用多道复合喷丸技术,既可 以确保喷丸强化效果又不至于明显增加喷丸表面粗 糙度,使试样获得较高的表面质量。
2.2 残余应力
图4为喷丸后试样表层残余应力分布。可以看 出,表层残余应力分布因喷丸工艺的不同而呈现出 巨大 差 异。 未 喷 丸 机 加 工 表 面 残 余 应 力 为 -263MPa,残余压应力深度50μm;工艺1,2表面残余应力分别为-661MPa,-667MPa,残余压应 力深度分别为50μm,75μm;工艺3,4表面残余应 力分别为-497MPa,-543MPa,残余压应力深度 分别为100μm,150μm;工艺5,6表面残余应力分 别为-590MPa,-620MPa,残余压应力深度分别 为100μm,150μm。即喷丸工艺4,6引入最强的残 余压应力场,工艺3,5次之,工艺1,2引入残余压应 力场相对较弱。
未喷丸机加工表面存在较低水平的残余压应 力,主要是由于磨削加工所致,机加工残余应力水平 较低,因此沿材料深度方向的分布比较浅,对材料的 表面性能不会产生明显影响。工艺1和工艺2分别采用 微 粒 子 玻 璃 丸 0.10 mm 强 度 和 陶 瓷 弹 丸 0.20mm强度喷丸,可在表面获得较高的残余压应 力,但玻璃丸和陶瓷丸喷丸强度较低,残余压应力分 布较浅。喷 丸 工 艺 3,4 采 用 钢 丸,喷 丸 强 度 由 0.10mm增至0.20mm,导致喷丸表面残余压应力 增大,最大残余压应力也增大,由520 MPa增至 570MPa,残余压应力深度增加。这是由于喷丸强 度增加,弹丸冲击材料的力度增大,导致材料表层形 变程度增大,从而产生更大的残余压应力以及更深 的残余压应力分布[7-8]。与喷丸工艺3相比,工艺5 中试样残余压应力场的层深、最大值变化不大。但 工艺5中增加一道强度0.10mm 的玻璃丸喷丸,有 效增加了喷丸表面的残余压应力,二次强化效果比 较明显。喷丸工艺6与工艺4的变化规律同样类 似,试样表面残余压应力增大。
在喷丸过程中,材料表层发生塑性变形,而其内 部则始终为弹性变形,最终导致材料表层呈现残余 压应力的状态,可以显著提高材料的疲劳寿命。采 用上述钢丸强力喷丸+陶瓷式玻璃丸喷丸的复合喷 丸方式(即工艺5,6),可以进一步增加喷丸表面的 残余压应力,缓解最表层残余应力分布梯度,从而优 化喷丸残余应力场的分布。
为进一步验证喷丸工艺5对试样表面残余应力 分布均匀性的影响,在试样表面随机测量了 A1~ A9、B1~B9共计18个位置的残余应力,结果如图5 所示。可知,经钢丸强力喷丸+陶瓷式玻璃丸喷丸 的复合喷丸后,试样表面的残余应力分布较为均匀, 波动不大,都在-700MPa左右,即工艺5能够对试 样表面起到很好的强化效果。
2.3 衍射半高宽
X射线衍射半高宽常用来间接表征材料喷丸后 形变组织结构,衍射半高宽越宽则材料内晶粒越细及晶格畸变越大[9]。喷丸后试样表层的衍射半高宽 分布如图6所示。可知,各工艺的喷丸强化处理均能 在试样表面造成衍射半高宽的宽化,且随层深的增加 而急剧减小,最终都稳定在基体的2.2°左右。
未喷丸机加工表面的衍射半高宽宽化最小,主 要是由于磨削加工过程导致表面塑性变形所致,对 材料的表面性能基本不会产生影响。工艺1和工艺 2分别采用玻璃丸强度为0.10mm和陶瓷丸强度为 0.20mm 喷丸(N 试片),喷丸强度较低,其衍射宽 化深度较浅。喷丸工艺3,4均采用钢丸,喷丸强度 为0.10、0.20mm(A 试片),喷丸强度较强,导致其 衍射半高宽宽化深度较深。可知喷丸强度是影响 X 射线衍射半高宽宽化的最主要因素,这是因为喷丸 强度增加导致表层形变程度增大,产生更加明显的 形变组织结构即晶粒细化和晶格畸变增大,表现为 衍射半高宽宽化的现象。
喷丸工艺5与工艺3或者工艺6与工艺4相比, 增加了一道陶瓷式玻璃丸喷丸,其衍射半高宽宽化深 度变化不明显,但表面衍射半高宽宽化提升明显。这 是因为二次喷丸的喷丸强度较小,对材料的次表层影 响不大,但对材料表面的二次强化效果明显。
除了残余应力分布的均匀性外,表面微观畸变的 均匀性对试样表面质量同样起着关键作用。因此试 验中同样测定了经工艺5喷丸强化后,试样表面衍射 半高宽的具体数值,如图7所示。经钢丸强力喷丸+ 陶瓷式玻璃丸喷丸的复合喷丸后,试样表面的衍射半 高宽分布均匀,方差较小,都在4.0°左右,相较于基体 的2.2°提升明显,能够起到良好的强化效果。
2.4 残余奥氏体含量
在0Cr16Ni5Mo1马氏体不锈钢中,马氏体相强 度、硬度更高,奥氏体相的塑性韧性更好[10]。因此, 对于提高材料的疲劳寿命,获得外强里韧的组织结构,即提高表层马氏体的占比,降低残余奥氏体含 量,而这恰恰是喷丸强化所能带来的效果。经不同 工艺喷丸处理后,试样表层残余奥氏体含量随深度 的变化,如图8所示。从数据中看出,机加工表面的 奥氏体向马氏体转变量非常少;喷丸处理能够明显 提高奥氏体转变为马氏体的数量。
喷丸工艺1和2分别采用玻璃丸和陶瓷丸喷 丸,喷丸强度较低,喷丸后马氏体相变深度较浅。喷 丸工艺3~6都经过用钢丸进行的较高喷丸强度的 喷丸处理,弹丸打击力度大,材料表层的形变程度 大,奥氏体向马氏体转变得更加充分,发生马氏体相 变的深度大。喷丸工艺5与工艺3或者工艺6与工 艺4相比,增加了一道陶瓷式玻璃丸喷丸,进一步促 进了表面马氏体的相变,给表面残余奥氏体含量带 来一定程度下降。结果表明采用钢丸强力喷丸+陶 瓷式玻璃丸喷丸的复合喷丸方式,促进表层喷丸马 氏体更充分的发生相变,为表层带来更好强化效果。
2.5 显微硬度
图9为喷丸后样品表层硬度沿层深的变化曲 线。由图9可以看出,各喷丸工艺均使试样表层硬 度得到明显提升,且随喷丸强度的增加而提升明显;同时二次陶瓷式玻璃丸喷丸可进一步提升表面硬 度;从表面到基体,硬度提升逐渐降低,显微硬度最 终都降低到320HV左右。
喷丸工艺1和工艺2表面显微硬度分别可达 394HV和418HV,但其喷丸强度较低,硬化层深度 在75μm以内。喷丸工艺3和4,随着喷丸强度的增 加,导致材料表层形变程度增大,硬化层深度逐渐增 大,加工硬化现象更加明显,表面显微硬度由435HV 提升 至 447 HV,硬 化 层 深 度 由 150μm 提 升 为 200μm。喷丸工艺5与工艺3、工艺6与工艺4相 比,由于增加了一道陶瓷玻璃丸喷丸,在增加残余压 应力和改善组织结构的同时,表面显微硬度也有所提 高,喷丸工艺6的表面显微硬度最高为459HV。
材料硬度是一个综合性指标,通常受多种因素 的影响,例如喷丸表层的残余压应力、形变细化组织 结构以及喷丸诱发残余奥氏体向马氏体相变等。表 层喷丸残余压应力越大、形变细化组织结构越明显 以及喷丸诱发马氏体相变越充分,导致喷丸表层的 显微硬度就越高。
3 结论
(1)喷丸强化处理可以为0Cr16Ni5Mo1马氏 体不锈钢试样表面带来明显的强化效果,且强化效 果随喷丸强度的提高而明显提升,其中残余压应力 引入、衍射半高宽宽化、残余奥氏体含量降低以及硬 度提升都很明显。
(2)仅对试样进行玻璃丸0.10mm和陶瓷弹丸 0.2mm强度(N试片)喷丸强化时,喷丸强度较低, 硬化层深度较浅,对试样表层的强化作用有限;仅对 试样进行钢丸0.10,0.20mm 强度(A 试片)喷丸强 化时,喷丸强度较大,能够对试样表层起到较好的强 化作用,但会引入较大的表面粗糙度,对疲劳寿命的提升起到不利影响。
(3)对试样进行钢丸强力喷丸+玻璃/陶瓷喷 丸的复合喷丸处理,在试样表面可以产生较高的残 余压应力(-590MPa、-620MPa)和较大的衍射 半高宽(3.955°、4.17°),并且喷丸后的表面粗糙度增 大不明显(Ra 为0.889μm、1.625μm)。此外证实, 表面各点的残余压应力、衍射半高宽差别不大即分 布比较均匀。
参考文献:
[1] 米丰毅,龚 雪 辉,袁 武 华,等.回 火 温 度 对 0Cr16Ni5Mo马氏体不锈钢组织和性能的影响[J].材 料开发与应用,2015,30(1):38-42.
[2] 赵梓钧,黄帅,郭绍庆,等.回火温度对激光选区熔化 0Cr16Ni5Mo1不锈钢组织性能影响的探讨[J].中国 标准化,2020(增刊1):367-373.
[3] 姜传海,栾卫志,余震.兼顾表面强化和抛光的复合喷 丸处理方法:200910048995[P].2009-09-16.
[4] 陈明.SAF2507双相不锈钢喷丸强化及其表征研究 [D].上海:上海交通大学,2019.
[5] 时旭,陈明,姜传海.喷丸处理对SAF2507铁素体-奥 氏体双相不锈钢显微组织和残余应力的影响[J].机 械工程材料,2019,43(7):59-63.
[6] CHEN M,JIANG C,XU Z,etal.Surfacelayer characteristics of SAF2507 duplex stainless steel treatedbystressshotpeening[J].AppliedSurface Science,2019,481(7):226-233.
[7] 栾卫志,姜传海,嵇宁.喷丸处理对TiB2/Al复合材料 表面基体力学性能的影响[J].材料研究学报,2009, 23(3):237-241.
[8] LIU H,ZHU W,JIANG C,etal.Microstructure evolution and residual stress distribution of nanostructured Mg-8Gd-3Yalloyinducedbysevere shotpeening[J].SurfaceandCoatingsTechnology, 2020,404:126465.
[9] FUP,CHUR,XUZ,etal.Relationofhardnesswith FWHMandresidualstressofGCr15steelaftershot peening[J].AppliedSurfaceScience,2018,431:165- 169.
[10] 孙永庆,刘振宝,王长军,等.N 含量对0Cr16Ni5Mo 马氏体不锈钢力学性能和组织的影响[J].金属热处 理,2019,44(3):69-73.