蔡雨晴，胡雄風(fēng)，屈盛官，張亞龍，賴福強(qiáng)，李小強(qiáng)

(華南理工大學(xué)機(jī)械與汽車工程學(xué)院，廣州 510641)

0 引 言

CF53鋼強(qiáng)度高、加工工藝性好且成本低，廣泛用于制造曲軸、機(jī)床主軸、凸輪軸和滾筒等重要零部件[1]，但其在耐磨性能方面表現(xiàn)出明顯的不足[2]，并且僅僅依靠熱處理來提高其性能已遠(yuǎn)不能滿足零件的耐磨性要求。磨損失效與材料的表面性能直接相關(guān)[3-4]。噴丸強(qiáng)化是一種通過彈丸反復(fù)撞擊工件表面而使表層形成穩(wěn)定彈塑性變形層，引入殘余壓應(yīng)力[5]并形成加工硬化的表面處理方法；該變形層內(nèi)的微觀結(jié)構(gòu)與基體不同，晶粒有納米化趨勢(shì)[6]，晶粒間的排列更加緊密。與其他強(qiáng)化工藝相比，噴丸強(qiáng)化設(shè)備簡(jiǎn)單，加工成本低廉，目前已廣泛應(yīng)用于動(dòng)力機(jī)械[7]和航空航天[8]等領(lǐng)域。田峰等[9]研究發(fā)現(xiàn)，高能噴丸能使40Cr鋼表層產(chǎn)生較高幅值的殘余壓應(yīng)力，該殘余壓應(yīng)力有助于抵消部分摩擦應(yīng)力，減輕磨損程度。GOPI等[10]研究認(rèn)為，噴丸處理使316L不銹鋼表面形成更高的位錯(cuò)密度并細(xì)化了晶粒，在沒有改變表面物相組成的條件下顯著提高了表面硬度，從而提高了摩擦磨損性能。MITROVIC等[11]認(rèn)為，得益于噴丸處理導(dǎo)致的高硬度和殘余壓應(yīng)力，36CrNiMo4合金鋼和36CrNiMo16合金鋼的摩擦因數(shù)和磨損率降低。SILVA等[12]則認(rèn)為，對(duì)于鑄鐵和奧氏體球墨鑄鐵，噴丸處理導(dǎo)致的高硬度和殘余壓應(yīng)力不足以克服表面粗糙度增加對(duì)磨損行為的不利影響。

目前，有關(guān)CF53鋼噴丸強(qiáng)化的研究鮮有報(bào)道。作者在不同噴丸強(qiáng)度下對(duì)CF53鋼進(jìn)行了噴丸強(qiáng)化，研究了噴丸強(qiáng)度對(duì)其表面形貌、顯微組織、表面硬度和耐磨性能的影響，分析了表面磨損機(jī)理，為CF53鋼表面耐磨性能的提高提供試驗(yàn)基礎(chǔ)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)所用CF53鋼由濰柴動(dòng)力股份有限公司提供，化學(xué)成分見表1。在噴丸處理前，對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行800 ℃保溫1 h油淬+180 ℃保溫2 h空冷回火熱處理。熱處理后測(cè)得試驗(yàn)鋼的硬度(載荷1.961 N)為462.0 HV，抗拉強(qiáng)度為1 309 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為9.5%。在熱處理后的試驗(yàn)鋼上切割出若干尺寸為φ43 mm×4 mm的圓盤試樣，去除表面氧化皮并打磨后，使用無水乙醇超聲清洗，待用。采用MARSURF-M300C型粗糙度儀測(cè)得其表面粗糙度Ra在(0.98±0.17)μm。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

采用LSWPC1010FK-A型壓送式自動(dòng)噴丸機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行噴丸處理，采用LSGH110型商用合金鋼丸，彈丸直徑為0.4 mm，覆蓋率為100%，噴丸氣壓分別為0.3，0.5，0.7 MPa，對(duì)應(yīng)的噴丸強(qiáng)度(A試片)分別為0.326，0.401，0.438 mm[13-14]。

采用RTEC UP Dual-Mode型3D光學(xué)輪廓儀觀察噴丸處理后試樣的表面形貌，并用MARSURF-M300C型粗糙度儀測(cè)試表面粗糙度。試樣經(jīng)砂紙打磨和拋光處理后，采用SCTMC-HV50型顯微維氏硬度計(jì)測(cè)試截面硬度，載荷為1.961 N，加載時(shí)間為15 s。使用體積分?jǐn)?shù)4%的硝酸酒精溶液腐蝕拋光后的試樣截面，采用LEICA-M165C型光學(xué)顯微鏡觀察截面顯微組織。采用MMU-10G型端面摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)在室溫(25 ℃)下進(jìn)行滑動(dòng)磨損試驗(yàn)，接觸形式為銷-盤點(diǎn)接觸，上試樣為GCr15鋼球，直徑為3 mm，硬度為675 HV，下試樣為圓盤試樣，主軸轉(zhuǎn)速為60 r·min-1，載荷為150 N，試驗(yàn)時(shí)間為30 min，采用美孚DTE10超凡Excel150油潤(rùn)滑。摩擦磨損試驗(yàn)結(jié)束后，在圓盤試樣表面的環(huán)形磨痕上選取6個(gè)點(diǎn)，如圖1所示，采用RTEC UP Dual-Mode型3D光學(xué)輪廓儀進(jìn)行截面輪廓測(cè)量，計(jì)算體積磨損率，計(jì)算公式[15]為

圖1 磨痕輪廓測(cè)試點(diǎn)示意

K=V/(F·s)

(1)

(2)

式中：K為體積磨損率；V為磨損體積；F為摩擦載荷；s為上試樣相對(duì)下試樣磨損總行程；r為鋼球半徑；l為環(huán)形磨痕長(zhǎng)度；h為磨痕深度平均值。

采用Quanta 200型環(huán)境掃描電子顯微鏡(SEM)觀察試樣表面形貌，使用附帶的能譜儀(EDS)進(jìn)行微區(qū)成分分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 表面形貌與表面粗糙度

由圖2可以看出：未噴丸試樣的表面均布著去除氧化皮磨削加工產(chǎn)生的劃痕，經(jīng)不同強(qiáng)度噴丸處理后表面劃痕消失，出現(xiàn)了大小和深度不一的彈坑，同時(shí)表面還存在微裂紋、碎屑以及材料黏結(jié)現(xiàn)象。碎屑的產(chǎn)生主要?dú)w因于經(jīng)彈丸多次沖擊后試樣表層的塑性變形趨于飽和，CF53鋼較低的冷變形塑性使得部分區(qū)域不再發(fā)生冷作硬化，轉(zhuǎn)而發(fā)生脆裂；材料黏結(jié)則是由于部分脫落碎屑被彈丸再次壓入基體而形成的。隨著噴丸強(qiáng)度的增大，試樣表面彈坑加深，材料黏結(jié)越發(fā)嚴(yán)重，微裂紋數(shù)量增多且變得細(xì)長(zhǎng)。這是因?yàn)閲娡鑿?qiáng)度的增大提高了彈丸撞擊試樣時(shí)的速度，加劇了試樣表面的塑性變形，導(dǎo)致彈坑周圍的凸起愈加尖銳，局部裂紋[16]和大塊材料黏結(jié)等缺陷增多[17]。因此，過高的噴丸強(qiáng)度不適于對(duì)CF53鋼表面質(zhì)量要求較高的工況。

圖2 未噴丸以及不同強(qiáng)度噴丸試樣的表面SEM形貌

由圖3可以看出，不同強(qiáng)度噴丸試樣的表面均呈現(xiàn)出不均勻的酒窩狀彈坑形貌。隨著噴丸強(qiáng)度增大，試樣表面凹陷和凸起間的高度差增大，依次為24，26，30 μm,表面粗糙度Ra依次為(1.78±0.20)，(2.29±0.15)，(2.64±0.19)μm，較未噴丸試樣分別提高了81.63%，133.67%，169.39%。這主要是由于噴丸強(qiáng)度增大后，彈丸沖擊時(shí)所攜帶的動(dòng)能增多，加劇了材料表層的塑性變形，使得彈坑深度增加，表面粗糙度提高。

圖3 不同強(qiáng)度噴丸試樣的表面3D形貌

2.2 顯微組織和顯微硬度

由圖4可以看出，未噴丸和不同強(qiáng)度噴丸試樣的顯微組織均主要由馬氏體和殘余奧氏體組成，同時(shí)晶界處有少量托氏體析出。噴丸處理未改變?cè)嚇拥慕M織構(gòu)成，但使材料表層組織發(fā)生明顯細(xì)化。隨著噴丸強(qiáng)度的增大，表層組織的細(xì)化越發(fā)明顯并且細(xì)化層厚度增加。在彈丸的沖擊作用下，材料表層組織發(fā)生壓縮變形，晶粒呈現(xiàn)擇優(yōu)取向；為了使系統(tǒng)的總能量最小化，連續(xù)相交的位錯(cuò)陣列將轉(zhuǎn)變?yōu)樽舆吔纾瑥亩沟媒M織發(fā)生細(xì)化[18]。

圖4 未噴丸和不同強(qiáng)度噴丸試樣的截面顯微組織

由圖5可以看出：未噴丸試樣表層的顯微硬度較為穩(wěn)定，平均約為462 HV；不同強(qiáng)度噴丸處理后，試樣表層顯微硬度提高，并且顯微硬度隨著距表面距離的增大而下降，最終趨于與基體一致，這表明試樣表層形成了一定深度的硬化影響區(qū)；隨著噴丸強(qiáng)度增大，噴丸試樣表層的顯微硬度逐漸提高，硬化影響區(qū)深度增大。推測(cè)噴丸后顯微硬度的提高是由表層晶粒細(xì)化以及塑性變形引起的[19-20]。

圖5 未噴丸和不同強(qiáng)度噴丸試樣的截面顯微硬度分布

2.3 摩擦磨損性能

2.3.1 摩擦因數(shù)

由圖6可以看出，未噴丸試樣的摩擦因數(shù)在磨損初始階段急劇升高，摩擦磨損約300 s后趨于穩(wěn)定，試樣進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段，在磨損后期摩擦因數(shù)曲線又出現(xiàn)凸峰，推測(cè)是表面微觀粗糙峰相互接觸，在循環(huán)載荷下發(fā)生機(jī)械咬合或局部冷焊，阻礙了摩擦副之間的相對(duì)滑動(dòng)導(dǎo)致的[21]；與未噴丸試樣相比，噴丸試樣的摩擦因數(shù)曲線波動(dòng)范圍變大，這是因?yàn)閲娡杼幚碓龃罅嗽嚇拥谋砻娲植诙?。不同?qiáng)度噴丸試樣均在摩擦磨損一段時(shí)間后進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段，未見明顯的凸峰或凹谷，摩擦因數(shù)保持在一定范圍內(nèi)波動(dòng)直至試驗(yàn)結(jié)束，這表明試樣表面接觸區(qū)間的磨屑從產(chǎn)生、參與承載到排出達(dá)到了良好的動(dòng)態(tài)平衡；噴丸強(qiáng)度為0.326 mm下試樣在摩擦磨損約150 s后進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段，噴丸強(qiáng)度為0.401 mm和0.438 mm時(shí)則在摩擦磨損約300 s后進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段。

圖6 未噴丸和不同強(qiáng)度噴丸試樣的摩擦因數(shù)隨時(shí)間的變化曲線

由圖7可以看出，噴丸試樣的平均摩擦因數(shù)顯著低于未噴丸試樣，這一方面是由于噴丸形成的凸起與凹坑降低了摩擦副間的接觸面積，另一方面是由于磨損形成的碎屑顆粒會(huì)滯留在更粗糙的表面接觸區(qū)中參與磨損，使得摩擦副由原來的二體磨損轉(zhuǎn)變?yōu)槿w磨損，從而降低摩擦因數(shù)[22]。對(duì)比不同噴丸強(qiáng)度下試樣的平均摩擦因數(shù)可以看出，當(dāng)噴丸強(qiáng)度過大時(shí)，摩擦因數(shù)反而升高。推測(cè)是由于過大的噴丸強(qiáng)度使得表面缺陷增多，表面材料更易于剝落，從而加劇了摩擦副間的磨損。

圖7 未噴丸和不同強(qiáng)度噴丸試樣的平均摩擦因數(shù)

2.3.2 磨痕輪廓和磨損率

由圖8可以看出，摩擦磨損后，未噴丸試樣磨痕邊緣出現(xiàn)嚴(yán)重的材料堆積現(xiàn)象，其磨痕深度及寬度分別達(dá)到了37.8 μm和0.65 mm。這是由于未噴丸試樣的表面硬度相對(duì)較低，表面承載能力相對(duì)較弱，在滑動(dòng)磨損過程中其表層材料在鋼球切應(yīng)力作用下發(fā)生剪切剝落，一部分脫落的材料在鋼球的帶動(dòng)下對(duì)表面進(jìn)行微切削，導(dǎo)致表面犁溝增多；另一部分材料則被不斷擠壓至鋼球兩側(cè)而形成材料堆積。噴丸試樣磨痕邊緣的材料堆積現(xiàn)象減輕，磨痕深度和寬度明顯減小，其中噴丸強(qiáng)度為0.326 mm時(shí)試樣的磨損最輕微，磨痕深度和寬度分別僅為10 μm和0.35 mm。

圖8 未噴丸和不同強(qiáng)度噴丸試樣的磨痕截面輪廓

由圖9可知，相比于未噴丸試樣，噴丸試樣的體積磨損率大幅下降。這是因?yàn)閲娡杼幚砟茉谠嚇颖韺右霘堄鄩簯?yīng)力場(chǎng)，在滑動(dòng)磨損過程有效抵抗部分應(yīng)力，從而減緩磨損[9,23]；同時(shí)噴丸處理試樣表面的彈坑具有儲(chǔ)油潤(rùn)滑功能[11]，可增大油膜厚度并有效阻隔摩擦副之間的接觸，從而降低磨損率。隨著噴丸強(qiáng)度的提高，噴丸試樣的表面粗糙度提高，凸起和凹陷的高度差增大，凸起部分在磨損過程中容易成為磨屑，導(dǎo)致接觸面間局部應(yīng)力集中以及裂紋源增多[24]；同時(shí)，噴丸形成的表面微裂紋之間連接并進(jìn)一步向材料次表面擴(kuò)展，最終導(dǎo)致材料剝落[25]。因此噴丸強(qiáng)度越大，體積磨損率越高。

圖9 未噴丸和不同強(qiáng)度噴丸試樣的體積磨損率

2.3.3 磨損形貌及微區(qū)成分

由圖10可知：未噴丸試樣磨損區(qū)域存在明顯的條狀材料黏結(jié)現(xiàn)象及剝落坑，并伴有小顆粒磨屑，在磨損區(qū)域邊緣出現(xiàn)多處嚴(yán)重的材料剪切脫落并堆積的現(xiàn)象；噴丸試樣的磨損表面較為光滑，存在少量犁溝、磨粒以及不同程度的材料剪切變形形成剝層的現(xiàn)象。在滑動(dòng)磨損過程中疲勞機(jī)制的磨痕形貌經(jīng)常表現(xiàn)為剝層和磨屑[26]。試樣經(jīng)噴丸處理后表面粗糙度增大，在磨損過程中表層材料更易脫落，同時(shí)由于噴丸后表層硬度增大，脫落的材料不易嵌入表面，而是參與磨損形成三體磨粒磨損環(huán)境。在三體磨粒磨損中，磨粒與材料表面之間會(huì)產(chǎn)生極高的接觸應(yīng)力，使得材料表面更易發(fā)生塑性變形和剝落[27]。在噴丸強(qiáng)度0.326 mm下噴丸處理后，試樣磨損區(qū)域有少量的犁溝和磨粒，垂直于滑動(dòng)方向的材料剝層痕跡輕微。噴丸強(qiáng)度增至0.401 mm時(shí)，試樣的表面粗糙度增大，磨損區(qū)域的磨粒增多且材料剝層現(xiàn)象更明顯，大量磨粒的存在導(dǎo)致試樣表面受到的微切削作用增強(qiáng)，磨損機(jī)制表現(xiàn)為剝層和磨粒磨損相結(jié)合。噴丸強(qiáng)度增至0.438 mm時(shí)，試樣的表面硬度進(jìn)一步提高，在“硬-硬”接觸條件下的滑動(dòng)磨損過程中，剝落的磨屑較難嵌入材料表面而更易被排出磨損區(qū)域[28]，磨損區(qū)內(nèi)的磨粒減少；同時(shí)在該噴丸強(qiáng)度下，試樣表面微裂紋增多，在磨損過程中磨屑不斷碾壓表面裂紋，使得裂紋不斷擴(kuò)展，最終導(dǎo)致材料剝落，材料剝層現(xiàn)象嚴(yán)重。此時(shí)試樣表面的磨損機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)橐云谀p為主。

圖10 未噴丸和不同強(qiáng)度噴丸試樣的表面磨損形貌

由圖11可以看出，未噴丸和不同強(qiáng)度噴丸試樣的磨痕表面均存在氧元素。由此可以推斷，試樣均發(fā)生了氧化磨損。未噴丸試樣表面硬度較小，在磨損過程中摩擦熱的作用下，氧化的磨屑軟化并發(fā)生黏結(jié)，導(dǎo)致更多表層材料發(fā)生氧化。噴丸試樣表面較粗糙，不僅能降低摩擦副間的接觸面積，還有利于潤(rùn)滑油膜的形成與吸附[29]，因此噴丸試樣在磨損過程中表面沒有形成黏結(jié)，氧化磨損程度有所減輕。

圖11 未噴丸和不同強(qiáng)度噴丸試樣磨損表面的EDS分析結(jié)果

3 結(jié) 論

(1)噴丸處理后，CF35鋼試樣表面呈現(xiàn)酒窩狀凹坑形貌，表面粗糙度、顯微硬度和硬化影響區(qū)深度隨著噴丸強(qiáng)度的增大逐漸增大。

(2)噴丸強(qiáng)化能有效提高試樣的耐磨性能，與未噴丸試樣相比，噴丸后試樣的平均摩擦因數(shù)和體積磨損率顯著降低；但隨著噴丸強(qiáng)度增加，試樣的體積磨損率增大，當(dāng)噴丸強(qiáng)度為0.326 mm時(shí)，試樣表現(xiàn)出最佳的耐磨性能。

(3)未噴丸試樣的磨損機(jī)理以黏著磨損和材料剪切剝落為主；在0.326 mm強(qiáng)度下噴丸強(qiáng)化后，試樣的磨損機(jī)理表現(xiàn)為輕微剝層和磨粒磨損，噴丸強(qiáng)度升至0.401 mm時(shí)，磨損機(jī)理轉(zhuǎn)變?yōu)閯儗雍湍チＤp相結(jié)合，噴丸強(qiáng)度為0.438 mm時(shí)，磨損機(jī)理轉(zhuǎn)變?yōu)橛蓜儗右鸬钠谀p。