噴丸強化對CF53鋼摩擦磨損性能的影響

蔡雨晴，胡雄風，屈盛官，張亞龍，賴福強，李小強

(華南理工大學機械與汽車工程學院，廣州 510641)

0 引 言

CF53鋼強度高、加工工藝性好且成本低，廣泛用于制造曲軸、機床主軸、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]。噴丸強化是一種通過彈丸反復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[6]，晶粒間的排列更加緊密。與其他強化工藝相比，噴丸強化設(shè)備簡單，加工成本低廉，目前已廣泛應(yīng)用于動力機械[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]研究認為，噴丸處理使316L不銹鋼表面形成更高的位錯密度并細化了晶粒，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]認為，得益于噴丸處理導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]則認為，對于鑄鐵和奧氏體球墨鑄鐵，噴丸處理導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磨損行為的不利影響。

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

1 試樣制備與試驗方法

試驗所用CF53鋼由濰柴動力股份有限公司提供，化學成分見表1。在噴丸處理前，對試驗鋼進行800 ℃保溫1 h油淬+180 ℃保溫2 h空冷回火熱處理。熱處理后測得試驗鋼的硬度(載荷1.961 N)為462.0 HV，抗拉強度為1 309 MPa，斷后伸長率為9.5%。在熱處理后的試驗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型粗糙度儀測得其表面粗糙度Ra在(0.98±0.17)μm。

表1 試驗鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù))

采用LSWPC1010FK-A型壓送式自動噴丸機對試樣進行噴丸處理，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，對應(yīng)的噴丸強度(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型顯微維氏硬度計測試截面硬度，載荷為1.961 N，加載時間為15 s。使用體積分數(shù)4%的硝酸酒精溶液腐蝕拋光后的試樣截面，采用LEICA-M165C型光學顯微鏡觀察截面顯微組織。采用MMU-10G型端面摩擦磨損試驗機在室溫(25 ℃)下進行滑動磨損試驗，接觸形式為銷-盤點接觸，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，試驗時間為30 min，采用美孚DTE10超凡Excel150油潤滑。摩擦磨損試驗結(jié)束后，在圓盤試樣表面的環(huán)形磨痕上選取6個點，如圖1所示，采用RTEC UP Dual-Mode型3D光學輪廓儀進行截面輪廓測量，計算體積磨損率，計算公式[15]為

圖1 磨痕輪廓測試點示意

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為上試樣相對下試樣磨損總行程；r為鋼球半徑；l為環(huán)形磨痕長度；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)進行微區(qū)成分分析。

2 試驗結(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)生主要歸因于經(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。隨著噴丸強度的增大，試樣表面彈坑加深，材料黏結(jié)越發(fā)嚴重，微裂紋數(shù)量增多且變得細長。這是因為噴丸強度的增大提高了彈丸撞擊試樣時的速度，加劇了試樣表面的塑性變形，導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，過高的噴丸強度不適于對CF53鋼表面質(zhì)量要求較高的工況。

圖2 未噴丸以及不同強度噴丸試樣的表面SEM形貌

由圖3可以看出，不同強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度增大后，彈丸沖擊時所攜帶的動能增多，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，同時晶界處有少量托氏體析出。噴丸處理未改變試樣的組織構(gòu)成，但使材料表層組織發(fā)生明顯細化。隨著噴丸強度的增大，表層組織的細化越發(fā)明顯并且細化層厚度增加。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)相交的位錯陣列將轉(zhuǎn)變?yōu)樽舆吔纾瑥亩沟媒M織發(fā)生細化[18]。

圖4 未噴丸和不同強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。推測噴丸后顯微硬度的提高是由表層晶粒細化以及塑性變形引起的[19-20]。

圖5 未噴丸和不同強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，推測是表面微觀粗糙峰相互接觸，在循環(huán)載荷下發(fā)生機械咬合或局部冷焊，阻礙了摩擦副之間的相對滑動導致的[21]；與未噴丸試樣相比，噴丸試樣的摩擦因數(shù)曲線波動范圍變大，這是因為噴丸處理增大了試樣的表面粗糙度。不同強度噴丸試樣均在摩擦磨損一段時間后進入穩(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)波動直至試驗結(jié)束，這表明試樣表面接觸區(qū)間的磨屑從產(chǎn)生、參與承載到排出達到了良好的動態(tài)平衡；噴丸強度為0.326 mm下試樣在摩擦磨損約150 s后進入穩(wěn)定磨損階段，噴丸強度為0.401 mm和0.438 mm時則在摩擦磨損約300 s后進入穩(wěn)定磨損階段。

圖6 未噴丸和不同強度噴丸試樣的摩擦因數(shù)隨時間的變化曲線

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]。對比不同噴丸強度下試樣的平均摩擦因數(shù)可以看出，當噴丸強度過大時，摩擦因數(shù)反而升高。推測是由于過大的噴丸強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)嚴重的材料堆積現(xiàn)象，其磨痕深度及寬度分別達到了37.8 μm和0.65 mm。這是由于未噴丸試樣的表面硬度相對較低，表面承載能力相對較弱，在滑動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下對表面進行微切削，導致表面犁溝增多；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，其中噴丸強度為0.326 mm時試樣的磨損最輕微，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。這是因為噴丸處理能在試樣表層引入殘余壓應(yīng)力場，在滑動磨損過程有效抵抗部分應(yīng)力，從而減緩磨損[9,23]；同時噴丸處理試樣表面的彈坑具有儲油潤滑功能[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，導致接觸面間局部應(yīng)力集中以及裂紋源增多[24]；同時，噴丸形成的表面微裂紋之間連接并進一步向材料次表面擴展，最終導致材料剝落[25]。因此噴丸強度越大，體積磨損率越高。

圖9 未噴丸和不同強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。在滑動磨損過程中疲勞機制的磨痕形貌經(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，垂直于滑動方向的材料剝層痕跡輕微。噴丸強度增至0.401 mm時，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，大量磨粒的存在導致試樣表面受到的微切削作用增強，磨損機制表現(xiàn)為剝層和磨粒磨損相結(jié)合。噴丸強度增至0.438 mm時，試樣的表面硬度進一步提高，在“硬-硬”接觸條件下的滑動磨損過程中，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；同時在該噴丸強度下，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，使得裂紋不斷擴展，最終導致材料剝落，材料剝層現(xiàn)象嚴重。此時試樣表面的磨損機制轉(zhuǎn)變?yōu)橐云谀p為主。

圖10 未噴丸和不同強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)深度隨著噴丸強度的增大逐漸增大。

(2)噴丸強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；但隨著噴丸強度增加，試樣的體積磨損率增大，當噴丸強度為0.326 mm時，試樣表現(xiàn)出最佳的耐磨性能。

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