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熱沖壓模具通常在高溫高載荷下服役，其表面在工件高溫沖壓成型過程中會承受較大的摩擦力，易發(fā)生磨損而失效。因此，提高模具材料的耐磨性能是延長熱沖壓模具壽命的關(guān)鍵因素之一。噴丸作為一種常見的表面處理工藝，具有操作簡單、成本低廉等優(yōu)點,在工業(yè)生產(chǎn)中得到了廣泛應(yīng)用。傳統(tǒng)的氣動噴丸通過高壓空氣帶動丸粒持續(xù)沖擊工件表面，實現(xiàn)加工硬化和細晶強化，并引入殘余壓應(yīng)力層，從而顯著提高工件的耐磨性能、耐腐蝕性能和抗疲勞性能等。研究表明，噴丸能夠改善熱作模具鋼的室溫耐磨性能。CHANG等研究發(fā)現(xiàn)，與未噴丸相比，經(jīng)過噴丸處理的H13鋼在磨損前期具有更優(yōu)異的耐磨性能，但隨著磨損過程的進行，表面強化層被磨穿，噴丸帶來的強化效果迅速消失。ZHI等研究發(fā)現(xiàn)，噴丸處理引起的表面硬度提高是改善5CrNiMo熱作模具鋼摩擦磨損性能的關(guān)鍵因素，此外丸粒沖擊形成的凹坑能儲存潤滑液，對提高摩擦磨損性能有利。

 

熱沖壓模具通常在高溫環(huán)境下服役，在高溫磨損過程中伴隨著材料的氧化和軟化，磨損機制相比室溫更復(fù)雜。劉莉莉等研究發(fā)現(xiàn)，在磨損試驗溫度低于200℃時，噴丸45鋼試樣的耐磨性能優(yōu)于未噴丸試樣，但當溫度升高至 400~500 ℃時，噴丸強化層發(fā)生回復(fù)與再結(jié)晶，導(dǎo)致噴丸強化效果急劇減弱，噴丸試樣的耐磨性能與未噴丸試樣接近。MEDVEDEVA等研究發(fā)現(xiàn)：在高溫下噴丸形成的塑性變形層回復(fù)以及殘余應(yīng)力釋放與材料的熱穩(wěn)定性密切相關(guān)；相較于低合金鋼，H13鋼具有更強的抑制噴丸引起的位錯重排和湮滅的能力，其噴丸試樣在500℃保溫50h后仍能保持較高的殘余壓應(yīng)力和微應(yīng)變。目前，關(guān)于噴丸對熱作模具鋼摩擦磨損性能影響的研究大多局限于室溫條件，在高溫條件下的研究尚不充分。為此，作者對4Cr5Mo2V熱作模具鋼進行噴丸處理，分析了噴丸對該鋼力學(xué)性能及高溫摩擦磨損行為的影響，以期為噴丸工藝在熱沖壓模具領(lǐng)域的應(yīng)用提供試驗參考。

 

1、 試樣制備與試驗方法

 

1. 1  試樣制備

 

試驗材料為退火態(tài)4Cr5Mo2V熱作模具鋼，由江蘇某特鋼廠提供，化學(xué)成分見表1。對試驗鋼進行熱處理，熱處理工藝為1030℃保溫30min，油冷至室溫，590 ℃回火2h，回火處理2次?；鼗鸷笤囼炰撚捕仍?50~52HRC。將熱處理后的試驗鋼加工成如圖1所示的摩擦磨損試樣。采用BX-MT800型氣動噴丸機對摩擦磨損試樣進行噴丸處理，采用粒徑為0.3mm的鋼絲切丸，硬度為 55~ 62 HRC。噴丸工藝為3道次復(fù)合噴丸，每道次的噴丸強度分別為 0.4,0.2,0.1mm(A型試片的弧高值)，每道次噴丸的覆蓋率為100%。

 

表 1  4Cr5Mo2V鋼的化學(xué)成分

 

 

圖1 摩擦磨損試樣的形狀與尺寸

 

1.2  試驗方法

 

采用 Bruker光學(xué)輪廓儀觀察噴丸前后試樣的表面三維形貌 ,并測試表面粗糙度Ra。采用 MH- 500型顯微硬度計測試噴丸前后試樣表面及截面的顯微硬度，載荷為1N，保載時間為10s。采用 X-350AX型應(yīng)力測試儀測試噴丸前后試樣截面的殘余應(yīng)力，利用電解拋光法對試樣進行剝層后測試，腐蝕液為體積分數(shù)7%的鹽酸乙醇溶液，電流為0.3A。利用 Zesis Supre40型場發(fā)顯微鏡(SEM)觀察噴丸前后的試樣截面形貌。在UMT-3型線性往復(fù)式高溫摩擦磨損試驗機上進行摩擦磨損試驗，對磨材料為直徑9.5mm的SiC陶瓷球，硬度為2800HV，試驗溫度分別為100，300，500℃，載荷為20N，滑移頻率為5Hz，摩擦時間為1h，總滑移距離為360m，每組試驗進行3次。采用 BrukerContourGT-K型光學(xué)輪廓儀測定試樣的磨損體積，參考文獻計算磨損率Ws，計算公式為

 

式中：V 為磨損體積；p為摩擦載荷；l為總滑移距離。

 

采用SEM觀察磨損表面和截面的微觀形貌，并用附帶的OXFORD能譜儀(EDS)進行微區(qū)成分分析。采用D/max2500型X射線衍射儀(XRD)對磨損表面進行物相分析，采用銅靶，Kα 輻射，工作電壓為40kV，工作電流為 250mA，掃描范圍為 20°~ 80°，掃描速率為 2 (°) ·min-1。

 

2、 試驗結(jié)果與討論

 

2. 1  表面形貌和顯微組織

 

由圖2可知：未噴丸試樣表面分布著磨床加工痕跡，磨痕呈平行排列，表面粗糙度Ra為0.364μm；噴丸試樣表面受丸粒沖擊，形成尺寸不一的彈坑，Ra提高到0.766μm。噴丸前后試樣的表面粗糙度均符合熱沖壓模具的使用要求(Ra小于0.8μm)。由圖3可以看出：未噴丸試樣的組織為回火馬氏體；噴丸試樣的表層組織細化，形成厚度為15~20μm的塑性變形層，組織為沿表面方向的流線形組織，亞表層晶粒呈現(xiàn)扁平狀。

 

圖2 噴丸試樣和未噴丸試樣表面的三維形貌 

 

圖3 噴丸試樣和未噴丸試樣截面SEM 形貌

 

2.2  顯微硬度和殘余應(yīng)力

 

由圖4可知：隨著距表面距離的增加，未噴丸試樣的顯微硬度保持穩(wěn)定，約為520 HV，而噴丸試樣的顯微硬度呈降低趨勢，表面顯微硬度約為 600HV，硬化層厚度達到了約145μm；2種試樣表層均存在殘余壓應(yīng)力。由于磨床加工的作用，未噴丸試樣表層產(chǎn)生殘余壓應(yīng)力，且壓應(yīng)力隨著距表面 距離的增加而減小，表面的殘余壓應(yīng)力最大，約為 200MPa，殘余壓應(yīng)力層厚度約為 80μm。噴丸后試樣的表面殘余壓應(yīng)力增大至 857MPa，且殘余壓應(yīng)力隨著距表面距離的增加先增大后減小，在距表面35μm處達到最大，為 1140MPa，殘余壓應(yīng)力層厚度約為140μm。

 

圖4 噴丸試樣和未噴丸試樣截面顯微硬度和殘余應(yīng)力分布曲線

 

2.3   高溫摩擦磨損性能

 

當試驗溫度為100，300，500 ℃時，噴丸試樣的磨損率分別為0.25×10-5，1.06×10-5，0.29×10-5mm3·N-1·m-1，未噴丸試樣的磨損率分別為0.43×10-5，1.28× 10-5，0.79× 10-5 mm3·N-1· m-1?？梢姡弘S著試驗溫度的升高，噴丸試樣和未噴丸試樣的磨損率均呈先增后減的趨勢，且均在300℃下較高;噴丸試樣的磨損率均低于未噴丸試樣。與未噴丸試樣相比，在 100，300，500℃下噴丸試樣的磨損率分別降低了41.8%，17.1%，63.3%。可見，在300℃下噴丸處理的減磨作用不顯著，500℃下減磨效果最顯著。

 

圖 4   噴丸試樣和未噴丸試樣截面顯微硬度和殘余應(yīng)力分布曲線

圖5 未噴丸試樣和噴丸試樣在不同溫度下磨損后的表面形貌

 

由圖5可見：在100℃下磨損后，未噴丸試樣和噴丸試樣表面均呈撕裂狀，并存在沿摩擦方向分布的溝槽狀磨痕，同時還存在少量細小磨屑；未噴丸試樣表面形成深犁溝，導(dǎo)致基體發(fā)生分層；二者的磨痕表面均出現(xiàn)深色塊狀區(qū)域，EDS(點1)分析顯示其成分(質(zhì)量分數(shù)/%)為56. 8Fe，29.2O，6. 8C，2.9Si，2.2Cr,1. 8Mo,0. 1Mn,0.1V，可知該區(qū)域主要為鐵元素和氧元素，推測是鐵的氧化物。雖然此時的試驗溫度較低，但摩擦過程產(chǎn)生的摩擦熱使磨損表面一些接觸凸起處達到了閃點溫度，同時摩擦過程中氧化反應(yīng)的激活能低于靜態(tài)氧化的熱激活能，因此形成了摩擦氧化物；隨后，在摩擦力的持續(xù)作用下，局部氧化物脫落，產(chǎn)生了一些細小的顆粒狀磨屑。當試驗溫度升至300℃時，2種試樣的磨損表面均出現(xiàn)大量氧化物磨屑，片狀氧化物減少且邊界碎裂，表明此時摩擦氧化物剝落嚴重；由于此時溫度仍較低，新鮮基體未能被快速氧化，而被磨屑反復(fù)犁削，因此形成了大量犁溝狀痕跡。當試驗溫度達到500℃時，試樣表面均被連續(xù)的氧化物覆蓋。根據(jù)氧化磨損理論，表面氧化層通過阻礙摩擦副間的直接接觸起到減摩作用，因此2種試樣在 500 ℃下的磨損率均低于300℃下的磨損率。500℃下未噴丸試樣的表面氧化層破碎和剝落現(xiàn)象明顯，并在剝落處留 下了許多大尺寸的氧化物磨屑。在高溫下當氧化層剝落后，基體迅速氧化，形成氧化-剝落交替的動態(tài)過程，從而造成未噴丸試樣表面氧化物分層現(xiàn)象，氧化磨損較嚴重。噴丸試樣磨損表面形成了較為光滑、致密的氧化層，氧化層表面僅出現(xiàn)少量犁溝狀磨痕，處于輕微氧化磨損階段。由圖6可知，500℃下噴丸試樣和未噴丸試樣磨損表面的氧化物種類相似，主要是 Fe2O3、Fe3O4 和少量 FeO，但噴丸試樣表面的氧化物含量明顯較高，這可能是噴丸強化在試樣表面引入大量缺陷，促進了氧化反應(yīng)的進行。

 

圖 6   未噴丸試樣和噴丸試樣在 500℃下磨損后表面的 XRD譜

 

由圖 7可見：在 100℃下，種試樣的磨損表層均存在不連續(xù)的氧化物，氧化物層厚度為 2~3μm，并且表面均出現(xiàn)磨粒犁削的坑狀痕跡，但噴丸試樣磨損表面更平整。隨著試驗溫度升高至 300℃，未噴丸試樣塑性變形區(qū)域出現(xiàn)水滴狀氧化物，而內(nèi)部裂紋在后續(xù)摩擦中擴展，促使氧化物破碎與剝落，同時表面出現(xiàn)下陷的現(xiàn)象；而噴丸試樣表面較平整。當試驗溫度達到 500 ℃時，2種試樣表面均形成一定厚度的連續(xù)氧化層。未噴丸試樣的氧化層及其與基體連接處存在較多裂紋，同時氧化層下方基體組 織出現(xiàn)嚴重的回復(fù)現(xiàn)象，板條狀馬氏體消失，大量碳化物析出。在磨球的擠壓下，未噴丸試樣基體塑性變形嚴重，在碳化物界面處形成應(yīng)力集中，當應(yīng)力達到臨界值后，裂紋萌生并擴展至表面，氧元素通過裂紋進入基體，形成多層氧化物。噴丸試樣磨損表面覆蓋著連續(xù)、致密的單層氧化物，其厚度為3~ 5μm，氧化層表面較平整；氧化層下方基體仍保留板條馬氏體特征，性變形層較薄，說明此時基體仍保持較高的硬度。

 

圖 7   未噴丸試樣和噴丸試樣在不同溫度下磨損后的截面形貌

 

2.4   高溫摩擦磨損機制

 

高溫摩擦磨損涉及多種磨損機制，其主要磨損機制隨試驗溫度改變而改變。噴丸處理對不同溫度下磨損機制的影響也具有顯著差異。在100℃時，磨損機制主要包括磨粒磨損、黏著磨損和輕微氧化磨損。

 

材料的黏著磨損量與表面硬度呈反比；同時高硬度表面還能有效抑制磨粒的犁削。噴丸處理大幅提高了材料表面硬度，改善了材料表面抵抗黏著磨損和磨粒磨損的能力，有效降低了試樣的磨損率。此外，噴丸引入的殘余壓應(yīng)力能夠抵消摩擦拉應(yīng)力，阻礙疲勞裂紋產(chǎn)生，減少摩擦表面疲勞剝落。當試驗溫度升至300℃時，由于磨損表面的片狀氧化物大量剝落 ,磨球與基體直接接觸，使材料的磨損率大幅上升 ,磨痕深度隨之增加。此時材料的磨損機制依然以磨粒磨損和黏著磨損為主。

 

當試驗溫度升到 500 ℃時 ,磨損表面被連續(xù)的氧化層覆蓋，主要磨損機制為氧化磨損。耐磨性能與磨損表面氧化層的特征與基體組織的力學(xué)性能密切相關(guān)。當磨損表面形成致密、完整的氧化層，且基體保持較高的強度和硬度時，氧化層才能有效保護基體。在高溫環(huán)境下，未噴丸試樣磨痕下方基體組織出現(xiàn)了嚴重的回復(fù)現(xiàn)象，導(dǎo)致基體強度和硬 度大幅降低，而噴丸試樣基體組織具有良好的熱穩(wěn)定性，仍保持板條馬氏體的特征 。由圖 8 可見，在 500℃磨損條件下，2種試樣均發(fā)生軟化。未噴丸試樣表面硬度下降至約 380 HV，軟化層厚度約為200μm；噴丸試樣表面硬度約為480HV，且軟化層較薄，厚度約為 80μm。未噴丸試樣的軟化基體無法支撐表面氧化層，導(dǎo)致氧化層在磨球的擠壓下產(chǎn)生嚴重破碎和剝落，氧元素更易接觸基體，使基體內(nèi)部氧化，引起應(yīng)力集中，加劇裂紋擴展，使得氧化層進一步剝落，導(dǎo)致高磨損率。根據(jù)魏敏先的磨損機制轉(zhuǎn)變理論，在500 ℃下未噴丸試樣正處于由輕微氧化磨損向嚴重氧化磨損過渡的階段。噴丸處理后的表面塑性變形層具有更強的熱穩(wěn)定性，因此噴丸試樣能夠保持較高的硬度，為表面氧化層提供有效支撐，減少氧化層的破碎和剝落，使裂紋不易在基體內(nèi)部產(chǎn)生；此時噴丸試樣發(fā)生輕微氧化磨損。通過測定磨痕表面的殘余應(yīng)力可知，噴丸試樣磨痕表面存在 631.5MPa的殘余壓應(yīng)力。4Cr5Mo2V鋼較高的熱穩(wěn)定性使噴丸引入的殘余壓應(yīng)力未完全釋放 。殘余壓應(yīng)力可以抵消部分摩擦產(chǎn)生的剪切拉應(yīng)力，有效抑制基體中裂紋的萌生和擴展，阻礙多層氧化物的出現(xiàn)，推遲輕微氧化磨損向嚴重氧化磨損的轉(zhuǎn)變，顯著提高材料的耐磨性能。

 

圖 8   未噴丸試樣和噴丸試樣在 500℃下磨損后的截面硬度分布曲線

 

3、 結(jié)  論

 

(1) 噴丸處理使4Cr5Mo2V鋼表面粗糙度由0.364μm增大到0.766μm，表面形成厚度為15~20μm的塑性變形層和厚度約為145μm的硬化層以及明顯的殘余壓應(yīng)力層，表面硬度由 520 HV提高到約 600 HV，最大殘余壓應(yīng)力由約200MPa增大到1140MPa，殘余壓應(yīng)力層厚度由約 80μm增大到約140μm。

 

(2) 噴丸處理降低了4Cr5Mo2V鋼的磨損率，在試驗溫度分別為100，300，500 ℃時，與噴丸前相比，噴丸后的磨損率分別降低了41.8%，17.1%， 63.3%，噴丸對該鋼在500 ℃下耐磨性能的改善效果最顯著。

 

(3) 在100, 300℃下磨損后，噴丸前后4Cr5Mo2V鋼的磨損機制均主要為黏著磨損和磨粒磨損，在500 ℃下磨損后，磨損機制主要為氧化磨損，與噴丸前相比，噴丸后該鋼仍能保持較高的硬度和殘余壓應(yīng)力，同時表面氧化層更致密穩(wěn)定，耐磨性能更好。

 

作者：牛  童1,2，王昕宇1,2，彭睿智1,2，吳曉春1,2,3

 

工作單位：

 

1. 上海大學(xué) ，材料科學(xué)與工程學(xué)院 

 

2. 省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室

 

3. 上大鑫侖材料科技(廣東) 有限公司 

 

來源：《機械工程材料》2024年3期