H13 钢表面高能喷丸纳米化

零件的疲劳失效大多发生在金属表面，如材料的疲劳、应力腐蚀和磨损对表面组织和金属性能有密切影响，所以零件表面的组织和综合性能会直接影响工程结构部件的使用性能和整体使用寿命。而纳米金属材料具有优异性能，使传统金属结构件表面组织达到纳米级，即制备出具有纳米级晶体结构的表面层，将可能提高工程结构件的综合力学性能及环境服役行为。金属表面自纳米化 (SNC )概念，为纳米技术在工程材料中的应用提供了新的途径。金属表面自纳米化技术的原理是利用外加载荷使金属块体材料的表面或次表面发生强烈的塑性变形，引人大量的非平衡缺陷，从而使晶粒细化成纳米晶粒。这一技术能解决用其他表面纳米化技术(例如涂覆或沉积表面纳米化技术等)制备的纳米表层与基体结合强度较低的问题。

目前表面自纳米化技术主要有表面机械研磨处理 (SMAT)、超声喷丸、超音速微粒轰击、表面压力滑动轧制、表面滚压、激光喷丸等。卢柯等采用表面机械研磨处理技术使纯铁、低碳钢、不锈钢和镍基合金等材料表层获得了纳米晶组织，并对经表面纳米化处理的低碳钢试样进行气体渗氮，发现可显著缩短渗氮时间或降低渗氮温度。王东坡等采用超声冲击表面纳米化处理技术使 45 钢、40Cr钢和 16Mn钢焊接接头表面晶粒碎化成纳米晶，改善了材料表面的耐磨性和抗疲劳性能。。熊天英等采用超音速微粒轰击技术对 45 钢、38CrSi钢、40Cr 钢和奥氏体不锈钢等材料进行表面纳米化处理，获得了平均尺寸约为 14 nm 的表层。

H 13 热作模具钢具有良好的红硬性、较高的韧性和抗热疲劳性能，被广泛运用于铝合金的热挤压模和镁合金压铸模。目前，对铜、铁、低碳钢、合金钢等材料通过高能喷丸技术实现表面纳米化及其机制研究较多，而对模具钢材料表面纳米化及其机 -80的研究较少。本文采用高能喷丸技术 (HESP)对 H13 钢表面进行了纳米化处理，以改善工件的综合力学性能，提高工件的使用寿命。

一、试验方法

试验材料为 H13钢，试样尺寸为西d0mm × 10 m m 。其化学成分 (质量分数，% ) 为 :C 0.38 ， Si0.95， Mn 0.31， Cr5.17; Mo 1.29， V 0.89，P0.015，S0.027，Fe余量。试样经 1050 真空气淬 +二次高温回火处理，硬度46~48HRC，组织主要是回火马氏体和少量残留奥氏体。

高能喷丸纳米化处理的基本原理是利用气一固相高速气流 (如图 1所示 )，将弹丸以极高的速度轰击金属表面，弹丸数量巨大，并且进行重复轰击，使金属表面发生强烈的塑性变形，从而实现表面纳米化。本文采用的装置为高能喷丸设备，采用一次喷丸和复合喷丸两种工艺。一次喷丸用钢丸的直径为 0.8mm，喷丸工作压力为 0.6MPa，喷丸时间为 60 S;复合喷丸是在一次喷丸的基础上进行第二次喷丸，采用直径为 0.2 mm 陶瓷丸，工作压力为 0.5 MPa，喷丸时问为 20 S。

高能喷丸处理后，对试样端纵向剖面进行磨制抛光，用 4% 硝酸酒精试剂侵蚀。用 LEICA DMI5000M 金相显微镜和 JEOL JSM一6610 型扫描电镜 ( S E M ) 观察试样的变形层 ; 用 X ’ P e rt P ro 型 x 射线衍射仪进行衍射分析，靶材为 c u 靶，得到试样喷丸表面的衍射谱。采用机械磨制和双喷减薄方法制成 TEM 薄膜样品，在 H .800 型透射电镜下观察。

二、试验结果

图 2(a)、(b)分别为经一次喷丸和复合喷丸的试样由表面至基体组织的 OM形貌。从图中可以看出，H 13 钢表面发生了强烈的塑性变形，变形量随着深度的增加而逐渐减小。两种工艺对应的最大变形深度均达 10 m，其中强烈塑性变形主要发生在表面到 20 m深度的范围内。在强烈塑性变形区仅能观察到明显的金属流变条纹，采用SEM也无法分辨晶粒的边界 (见图 2(c))。

复合喷丸工艺是 H 13 钢试样表面经第一次喷丸后再采用较细的非金属丸进行第二次高能喷丸，因而复合喷丸后 H 13 钢表面粗糙度明显小于一次喷丸的 HI3钢表面，如图 2(b)所示。由图 2(d)可见，H13钢基体的晶粒尺寸为5~15 m。

图 3 为 H 13 钢一次喷丸和复合喷丸前后表面的 XRD图谱。可以看出，喷丸处理后试样表面的 x 射线衍射线明显宽化，马氏体 (101)晶面的衍射强度发生明显的减弱现象。为此，数据处理中采用扣除衍射背底并经仪器宽化修正后，求出物理宽化峰的积分宽度，然后根据 Scherer.Wilson方程近似计算出一次喷丸和复合喷丸试样表层的平均晶粒尺寸均为 20nm左右。业已知道，利用 XRD测量的晶粒尺寸反映的是 x射线穿透深度内的平均晶粒尺寸 (穿透深度约 5~ 10 m)，且其准确度随衍射线宽化程度的降低而降低，因此经强烈喷丸的试样表层的晶粒尺寸还需要用TEM作进一步的分析和验证。

图 4 为经复合喷丸的 H 13 钢试样变形层的 TEM 明场像、暗场像和选区电子衍射花样。从明场像可以发现纤维状组织，与图 2(c)中所示的强烈塑性变形区内的流变条纹相吻合。同时，晶粒明显细化，试样表层可获得粒径在 100nm以内的晶粒，说明经过高能喷丸处理后试样表面获得纳米晶层，进一步证实了 XRD结果。对电子衍射花样进行标定，结果表明，原组织中的马氏体和残留奥氏体均被细化至纳米级。

H13钢经过高能喷完后，表面的硬度随离表面距离的变化如图5所示，不同喷丸式样的表层显微硬度的变化趋势基本相同，与基体硬度相比，经喷丸处理的表面硬度明显提高，复合喷丸后表面硬度平均可达 670 HV0.1，一次喷丸后表面硬度平均可达648HV0.1。在100 m深度范围处，试样的显微硬度基本不再变化，大约为 505 HV0.1。这说明在深度超过100 m的部位已经属于基体，不受喷丸的影响。表面高能喷丸后 H13钢表面的强化是晶粒细化效应和加工硬化效应共同作用的结果。尽管将两种效应进行分离还存在一定的困难，然而由试样组织与性能的对应关系可以看出，从试样表面向里，其晶粒尺寸逐渐增大，而硬度逐渐降低，这种现象可应用 H a l l—P e tc h 公式予以解释，也与其他超细晶材料的力学性能研究结果相符合。显然，可以确定表面组织结构纳米化对材料强化有一定的贡献。

三、讨论

在 H 13 钢试样高能喷丸过程中，其表面晶粒纳米化是通过塑性变形来实现的，如图6所示。单个高动能的弹丸轰击到金属表面后，轰击部位发生辐射状流变，当轰击应力(P)超过金属的屈服强度 (邱，)时，将形成不可逆的永久性微凹坑，其下面形成塑性变形层，如图 6(a)所示。试样表面经过反复轰击后，表面的任一晶粒内均产生大量的位错，并通过滑移、积累、交互作用、湮灭和重排等形式形成了位错墙和位错缠结，如图 6(b)所示。随着弹丸进一步轰击，绝大部分动能转变成热能而耗散，小部分转变为内应力促使位错运动重排形成小角度晶界和亚晶界以降低系统的能量，如图 6(C)所示。在碎化的亚晶和晶粒内部也会产生大量位错，多次重复这一过程使金属表层获得纳米晶组织 ̈ 。由于弹丸碰撞方向和作用点都在不断变化，经过反复轰击后，试样表面层任一小体积元的变形方向和变形量都有一定的差异，导致塑性变形表现的不均匀性 (如图 2 所示 ) ，这与低碳钢表面机械研磨处理后局部不均匀的结构特征相一致。

根据位错塞积理论，晶粒内的位错源在切应力作用下，会相继产生一系列位错。这些位错克服了在滑移过程中的阻力后，会塞积在晶界前面，从而使其继续运动受阻。当晶粒减小时，就要增大外加应力，才能克服此阻力，使其相邻的晶粒也产生滑移。因而，晶粒细化会使材料的硬度和强度提高。