錢 昂，金 平，譚曉明，王 德，王 鵬

(1.海軍航空大學 青島校區(qū)，山東 青島 266041；2.海軍駐景德鎮(zhèn)航空軍事代表室，江西 景德鎮(zhèn) 333001)

0 引言

航空工業(yè)的發(fā)展為超高強度鋼材料的應用提供了廣闊的平臺。23Co14Ni12Cr3Mo作為一種新型超高強度鋼，具有良好的強度、韌性和疲勞性能，被日益廣泛地應用于制造飛機起落架等關鍵結(jié)構(gòu)部件[1]。

飛機結(jié)構(gòu)件在實際服役條件下，由于受到服役環(huán)境及疲勞載荷等影響，易產(chǎn)生腐蝕損傷和疲勞斷裂。因此，為了提高飛機構(gòu)件的耐久性、可靠性和安全性，常采用表面強化技術(shù)來提高構(gòu)件的使用壽命。噴丸強化工藝具有實用性好、適用范圍廣、價格低廉等特點，能夠顯著改善材料表面特性，提高其耐腐蝕性和疲勞性能，常被運用于構(gòu)件表面的強化。國內(nèi)外學者在噴丸強化對材料性能的影響方面也進行了諸多研究。肖志瑜等[2]研究了噴丸表面強化處理Fe-2Cu-2Ni-1Mo-1C材料的彎曲疲勞性能，結(jié)果表明：噴丸前的試樣表層有較多的孔隙，且孔隙的尺寸較大；噴丸后試樣表層的孔隙顯著減少，接近全致密，表面致密層厚度大約為70 μm。孫寒驍?shù)萚3]研究了疲勞載荷對17CrNiMo6噴丸強化層殘余應力與組織的影響，結(jié)果表明：噴丸前試樣的殘余壓應力場深度約50 μm，最大殘余壓應力為-220 MPa，位于試樣表面；噴丸后試樣的殘余壓應力場深度達400 μm，最大殘余壓應力為-650 MPa，位于距表層約100 μm深處。徐星辰等[4]研究了噴丸強化對2060鋁鋰合金表面完整性和疲勞性能的影響，結(jié)果表明：噴丸使試樣表面粗糙度增大，出現(xiàn)不同深度的丸坑，在丸坑交疊的邊沿處存在明顯的塑性損傷流變和開裂、脫層現(xiàn)象；噴丸后試樣表層硬度增大9%～12%。郭長剛等[5]研究了噴丸表面強化對鎂合金在模擬體液中腐蝕行為的影響，結(jié)果表明：噴丸處理后，試樣中Mg的質(zhì)量分數(shù)由82.88%減少至70.13%，Al的質(zhì)量分數(shù)由16.28%增加至28.08%，Mg的減少和Al的富集提高了鎂合金的耐腐蝕性。

噴丸是目前用于金屬材料表面強化的常用方法，其既能在材料表面引入提高疲勞性能和耐腐蝕性能的有利因素，也會造成材料表面粗糙度增大以及開裂等不利影響。本研究以23Co14Ni12Cr3Mo超高強度鋼為研究對象，分析噴丸對其表面性能的影響，為進一步研究噴丸對材料疲勞性能和耐腐蝕性能的影響奠定基礎。

1 試 驗

1.1 試驗材料與試樣

試驗材料為新型超高強度鋼23Co14Ni12Cr3Mo，化學成分見表1。采用線切割的方式將材料加工成規(guī)格為10 mm×10 mm×5 mm的塊狀試樣，用于噴丸強化。

材料熱處理制度為：879 ℃固溶處理1.5 h，空冷至95 ℃保持3 h，-72 ℃深冷1.5 h，升至室溫后在483 ℃失效處理4.5 h，冷卻至室溫。其力學性能如表2所示。

表1 23Co14Ni12Cr3Mo鋼化學成分 (質(zhì)量分數(shù) /%)Table 1 Chemical composition of 23Co14Ni12Cr3Mo (mass fraction /%)

表2 23Co14Ni12Cr3Mo鋼力學性能Table 2 Mechanical properties of 23Co14Ni12Cr3Mo

材料的金相組織如圖1所示，可以看出，23Co14Ni12Cr3Mo鋼的金相組織主要由板條狀馬氏體和多邊形奧氏體構(gòu)成。

圖1 金相組織Fig.1 Metallographic organization

1.2 噴丸處理

根據(jù)標準(SAE)AMS-S-13165—1997[6]，采用RT3-G81-4自動噴丸設備對試件進行噴丸處理。彈丸為鑄鋼彈丸，直徑為0.3 mm，硬度為HRC 56～60，噴丸覆蓋率為200%，根據(jù)阿爾門試片飽和強度測試確定噴丸強度為0.246 mmA。

2 試驗結(jié)果

2.1 表面形貌

噴丸前后試樣的表面形貌如圖2所示?？梢钥闯?，噴丸前試樣的表面平坦光滑，存在明顯的加工痕跡線(圖2a)。噴丸后試樣表面產(chǎn)生了明顯的塑性變形，留有大小不同、深淺不一的彈坑，彈坑之間相互重疊，原來的加工痕跡線消失(圖2b)。

2.2 粗糙度

采用NeXView型三維白光干涉儀對噴丸前后試樣表面的粗糙度進行檢測，結(jié)果見圖3?？梢钥闯?，粗糙度測試結(jié)果很好地反映了噴丸前后試樣的表面形貌特征。從表3中的噴丸前后表面粗糙度值可以看出，噴丸后試樣表面粗糙度值有所增大，粗糙度的略微增加可能會提高試樣表面的應力集中水平[7]。

表3 噴丸前后表面粗糙度值Table 3 Surface roughness before and after shot peening μm

2.3 硬度

沿試樣橫截面深度方向進行硬度測試，同一深度測試3個點，取其平均值作為該深度的硬度值。圖4為噴丸前后材料硬度分布曲線，從圖4中可以看出，噴丸后試樣的硬度顯著增大，最表層硬度由噴丸前的HV 476增加至HV 497，硬化層深度約150 μm。這是由于噴丸加工過程中，彈丸的沖擊作用使得試樣表面產(chǎn)生塑性變形，變形層內(nèi)發(fā)生晶粒細化和位錯等微觀組織變化[8-10]，導致應變硬化，從而提高了試樣的硬度。試樣內(nèi)部的晶粒細化和位錯等變化有利于提高其耐腐蝕性和疲勞性能[11-13]。

圖4 噴丸前后硬度分布Fig.4 Hardness distribution before and after shot peening

2.4 殘余應力

沿試樣橫截面深度方向進行殘余應力測試，同一深度測試4個點，取其平均值作為該深度的殘余應力值。圖5是試樣噴丸前后不同層深的殘余應力測試結(jié)果。可以看出，噴丸后試樣表層的殘余壓應力值由375 MPa增加至475 MPa，最大殘余壓應力值約518 MPa，位于距表面約50 μm深度處，噴丸形成的殘余壓應力層深度約為134 μm。殘余壓應力的存在可抵消循環(huán)載荷下的部分拉應力，降低局部有效應力，延緩疲勞裂紋的萌生和擴展[14-15]。

2.5 元素含量

圖6為試樣噴丸前后的能譜測試結(jié)果，表4為噴丸前后試樣中的元素含量。可以看出，噴丸后材料中C、Si、Cr等各元素的質(zhì)量分數(shù)均稍有增加，這主要是由于在噴丸過程中存在物質(zhì)轉(zhuǎn)移現(xiàn)象，在高的碰撞速率和頻率下，產(chǎn)生接觸疲勞磨損，撞擊過程中，鋼球碎屑產(chǎn)生分解而使合金元素(如Cr、C等)轉(zhuǎn)移進入試樣表面，由于存在濃度梯度使合金原子快速向深處擴散[16]。另一方面，材料在高能量的碰撞作用下產(chǎn)生大量的缺陷(空位、位錯等)，空位的形成降低了擴散激活能，擴散系數(shù)增大，使擴散容易進行[17]。

圖5 噴丸前后殘余應力分布Fig.5 Distribution of residual stress before and after shot peening

表4 元素含量Table 4 Element content

3 結(jié) 論

1)噴丸后試樣表面產(chǎn)生明顯塑性變形，表面粗糙度有所增大，算術(shù)平均粗糙度Ra值由噴丸前的0.47 μm增加到1.33 μm。

2)噴丸使試樣硬度顯著增大，最表層硬度由噴丸前的HV 476增加至HV 497，噴丸形成的硬化層深度約為150 μm。

3)噴丸后試樣表面的殘余壓應力由375 MPa增加至475 MPa，最大殘余壓應力值約為518 MPa，位于距表面50 μm深度處，噴丸形成的殘余壓應力層深度約為134 μm。

4)噴丸后試樣中C、Si、Cr等各元素的質(zhì)量分數(shù)均略有增加，這主要是由于噴丸過程中的物質(zhì)轉(zhuǎn)移現(xiàn)象造成的。