2. 清华大学 机械工程系,北京 100084
2. Department of Mechanical Engineering, Tsinghua University, Beijing 100084
由于具有良好的综合力学性能,H13钢在热作模具钢中的应用极其普遍。模具在服役时往往受到循环冲击载荷及热应力的作用,导致其失效大多从表面微观裂纹开始[1]。为提高其服役性能和使用寿命,工程上通常采用较容易实现的表面强化工艺来改善模具的使用性能。
关于H13钢表面改性的研究有很多报道[2-3]。Jia Zhi-xin等[2]研究了激光重熔对H13钢热疲劳行为的影响,发现激光重熔区的组织有所细化,热疲劳裂纹扩展速率得到减缓。Cho Kyun Taek等[4]将喷丸和离子渗氮工艺相结合,在H13钢表面产生了纳米晶,提高了渗氮效率,实现了高程度的表面硬化。Zhang Liao-liang等[5]发现滚压后H13钢的热疲劳寿命有所增加。Chang S H[3]等对H13钢压铸模进行喷丸处理,疲劳寿命得到明显提高。相比于其他表面强化工艺,喷丸工艺因具有成本较低、不受材料种类和几何形状限制、易于操作和控制等优点而被广泛应用于生产中。
喷丸是一种通过高速弹丸流不断撞击工件表面,工件在压-压脉动载荷作用下表面产生强烈循环塑性变形从而实现表面强化的工艺[6]。研究发现喷丸通过改变材料的表面粗糙度、微观组织和残余应力等[7-9],对提高工件的疲劳性能、热疲劳性能、耐磨性和抗氧化性等[3, 9-10]具有显著作用,但目前关于喷丸工艺的研究多针对表面形状完整且无明显缺陷的工件,而喷丸对表面含缺陷试件的疲劳性能和裂纹扩展行为的影响较少研究。文中以热作模具钢H13钢为对象,设计了单边带缺口薄板试样,开展相关疲劳裂纹扩展试验,探讨喷丸对其表面完整性及疲劳裂纹扩展行为的影响。
1 试 验 1.1 试样制备试验材料为调质态H13钢,其化学成分(w/%)为:0.32~0.45 C;0.80~1.90 Si;0.20~0.50 Mn;≤0.03 P;≤0.03 S;4.75~5.50 Cr;1.10~1.75 Mo;0.80~1.20 V;0.98 Ni;Fe余量。热处理工艺为:1 050 ℃下保温30 min,油冷至室温;620 ℃下回火2 h;600 ℃下回火2 h。弹性模量E为192.9 GPa,屈服强度σ0.2为1 464 MPa,抗拉强度σb为1 711.7 MPa。
单边带缺口的疲劳裂纹扩展试样加工尺寸如图1所示。采用气动式喷丸机对试样两个表面的整个区域进行喷丸处理(见图1),根据设备条件和有关资料[11],采用铸钢丸,喷丸工艺参数选择如表1所示。
采用NeXView型三维白光干涉形貌仪分别对未喷丸和喷丸试样进行表面粗糙度表征。在WDW型电子万能材料试验机上测试拉伸性能,采用位移控制,加载速率0.66 mm/min。喷丸前后试样横截面的组织形貌采用QUANTA200FEG型场发射扫描电镜进行观察。显微硬度的测量采用FM-800型数字显微维氏硬度计,选用的压力载荷为0.5 N,加载时间为10 s。残余应力的测定采用X-350A型X射线应力测定仪,并结合电解抛光法实现沿深度方向残余应力场的表征。
采用具有裂纹扩展实验应用的SS550型附原位扫描电镜的疲劳机进行疲劳裂纹扩展试验[12],常温下采用正弦波形进行拉伸疲劳加载,应力幅为400 MPa,R=0.1,f=10 Hz。借助原位扫描电镜对裂纹进行跟踪,直至试样断裂为止。每循环一定次数进行SEM照片拍摄,获取裂纹长度信息,用于后续裂纹扩展速率分析,每组试验各重复3次。最后采用蔡司场发射扫描电镜观察试样断口形貌。
2 试验结果对比 2.1 表面形貌图2分别是未喷丸和喷丸试样的表面三维形貌,测试位置离缺口处约3 mm。由图2可知,未喷丸试样表面留有与疲劳加载方向一致的加工痕迹,喷丸试样表面可见明显的弹坑,弹坑深度大小不一,整体分布均匀。
由表2可以看到,喷丸后试样表面粗糙度有所增大。这是因为,弹丸撞击试样表面,能量被吸收,材料产生塑性流动,呈现局部凹陷和突出。
Specimen | Sa | Sq | Sz |
Unpeened | 1.083 | 1.338 | 10.806 |
Shot-peened | 1.836 | 2.269 | 17.119 |
Sa: arithmetic average roughness; Sq: average square roughness; Sz: maximum of peak-to-valley roughness |
图3是喷丸前后试样的横截面SEM形貌,横截面获取位置离缺口处约2 mm,腐蚀剂为4%的硝酸酒精溶液。由图中可知,调质态H13钢是由粒状渗碳体和铁素体基体组成的混合组织,经喷丸的表面发生了明显塑性变形,形成严重变形层约6 μm,如图3(c)所示。塑性层内的组织明显被细化,变得狭长且具有方向性。随深度增加,变形程度逐渐减小。
2.3 拉伸性能对比表3为H13钢试样喷丸前后的抗拉强度和断裂时的最大应变值。从表3可以看出,喷丸后在表面产生的加工硬化使得试样的抗拉强度和断裂应变均有所降低。其中,抗拉强度降低了4.2%,断裂应变降低了18.1%,表明喷丸后试样的表层韧性有所下降。
Specimen | σb / MPa | Strain of specimen after fractures |
Unpeened | 1 711.7 | 0.138 |
Shot-peened | 1 639.7 | 0.113 |
沿试样横截面深度方向进行显微硬度测试,测试点离缺口处约2 mm,每个深度测4个点取平均值。从图4中可看出,喷丸前后试样表层显微硬度变化趋势相同,即随着距表面深度增加而降低。未喷丸试样的表面硬度略高于内部硬度,这是由于材料加工过程中表面产生了轻微的加工硬化。喷丸后,试样的表层显微硬度有明显提升,对应的硬化层有80 μm。喷丸试样的内部显微硬度稳定在475 HV0.05左右,最表面硬度为499 HV0.05,硬度相比于材料内部提升幅度约为5%。喷丸后材料表面发生循环塑性变形,表层位错发生滑移、塞积,形成高密度的缠结位错[13],从而增大了位错的运动阻力,使材料表面产生具有一定深度的加工硬化层。
2.5 残余应力残余应力测定的部位为图1中试样喷丸面对称轴上的离缺口尖端约0.8 mm的位置,且残余应力的方向与疲劳加载方向平行。从图5中可看出,未喷丸试样表面存在较小的切削加工残余压应力,压应力在深度20 μm内迅速衰减至拉应力状态。而喷丸在试样表面引入似U型分布的残余应力场。其表面残余应力为−534.1 MPa,随深度增加逐渐增大。在深62 μm左右的次表面压应力达到峰值639.9 MPa(接近抗拉强度的50 %),残余压应力场深度为200 μm左右。通常认为,喷丸产生残余压应力主要存在两种机制:弹丸撞击表面的接触法向力引入赫兹压应力,此时最大压应力位置在次表面;撞击产生的切应力引起表层材料塑性延伸,此时最大压应力位置在最表面[14]。因此,H13钢喷丸后产生的应力场符合一般规律。
3 分析及讨论 3.1 裂纹扩展过程分析图6和图7分别表示未喷丸和喷丸缺口试样在不同循环周次下裂纹的变化过程,图6(a)和图7(a)中均显示裂纹萌生于应力集中较严重的缺口处,每幅图中存在的纵向条纹为留下的加工痕迹。
从图6(a)看出未喷丸试样在循环3 375 cycles时出现宏观可见裂纹。继续循环加载,裂纹长度变化缓慢。在10 072 cycles时,裂纹长度为24.29 μm。从10 072 cycles到21 589 cycles,裂纹扩展明显,长度达到56.16 μm,处于稳定扩展阶段。稳定扩展初期,裂纹扩展路径比较平整,随着循环次数增加路径逐渐变得弯曲和不规则,且裂纹张口位移也逐渐增大。在循环27 431 cycles后,裂纹快速扩展,试样迅速断裂。
由图7(a)得出,喷丸试样约在1 701 cycles时出现可观裂纹,此时,裂纹长度为24.92 μm。随即裂纹长度变化显著,9 434 cycles对应的长度为81.23 μm。随着试验的进行,裂纹逐渐向前扩展,并在过程中出现裂纹分支,继而裂纹分支逐渐合并成一条主裂纹(如图7(c)所示)。在循环21 391 cycles后就进入扩展后期,长度达810.3 μm。与未喷丸缺口试样类似,喷丸后试样的裂纹扩展路径在表面也呈现出“波浪”特征,反映出断口表面比较粗糙。
3.2 疲劳寿命分析对每个试样的裂纹长度a进行测量,得到a-N曲线如图8所示。从图中可判断出,未喷丸试样循环10 000 cycles的裂纹长度与喷丸试样循环约2 000 cycles时的相当,两者的循环周次相差一个数量级。这表明喷丸后缺口试样的疲劳裂纹萌生加快。疲劳试验具有一定分散性,但每个试样a-N曲线的整体特征保持相同。
工程零件的疲劳寿命一般由两部分组成:裂纹萌生寿命和裂纹扩展寿命。由于疲劳裂纹的萌生与扩展没有明显的界线,在这里根据试样的宽度及SEM所捕获裂纹长度信息,定义裂纹萌生的长度为25 μm,裂纹长度达到这个数值的循环次数即为裂纹萌生寿命N0;循环至断裂的次数为疲劳寿命Nf。每个试样的循环寿命如图9所示。喷丸后试样的疲劳寿命Nf有所降低。用比值N0/Nf来比较每个试样裂纹萌生阶段在总寿命中所占的比例(见表4)。从表4中可以看出,喷丸后缺口试样的N0/Nf值明显降低,萌生阶段缩短,几乎整个疲劳过程都是裂纹扩展过程。
对于光滑试样,喷丸在试样表面引入残余压应力部分抵消外加载荷,降低了平均应力水平[15],使裂纹源移至次表面,由于材料内部疲劳极限高于表面,有效延缓了裂纹的萌生[16],从而提高了工件的疲劳寿命。对缺口试样,影响作用有所不同。由于缺口的存在,当施加循环载荷时,缺口处会出现不均匀应力和应变。喷丸后,U型缺口尖端处粗糙度增大,应力集中系数增大[17],会加快裂纹的萌生。喷丸后H13钢表面产生了加工硬化,表层硬度得到提高但韧性有所降低,从而导致疲劳寿命降低。Zoran Bergant等[18]研究表明激光喷丸后6082-T651铝合金的断裂韧性减小了28%~33%,加快了裂纹的扩展。
3.3 裂纹扩展速率分析裂纹扩展的本质是材料内在疲劳抗力与外在驱动力之间的抗衡。与裂纹扩展驱动力相关的参量有很多,如应力强度因子幅ΔK[12],裂纹尖端张开位移幅ΔCTOD[19]和J积分幅ΔJ[19],它们均与裂纹扩展速率之间存在一定的关系。目前在工程上得到广泛应用的是Paris公式[12]:
式中:ΔK=Kmax−Kmin,Kmax和Kmin分别表示一个疲劳循环中应力强度因子的最大值和最小值;a为裂纹长度,N为循环次数,da/dN为裂纹扩展速率,C和m为试验拟合参数。采用割线法[20]计算裂纹扩展速率。单边带缺口试样的ΔK用D.Kujawski[21]提出的经验公式进行计算:
其中,
式中:Δσ为应力幅,MPa;Kt为缺口应力集中系数,l为缺口深度,m;ρ为缺口尖端半径,m;a为裂纹长度,m。
每个试样的裂纹扩展速率如图10所示。从图中可以看出,裂纹扩展速率随ΔK增加而增大。当ΔK达到26 MPa·m1/2左右时,裂纹扩展速率由快速增大转变为以某一近似恒定的升高速率缓慢增大,这一阶段就是稳定扩展区。用Paris公式对稳定扩展区的实验数据进行线性回归,得到的C和m值也在图中。从图中可判断出,与未喷丸相比,喷丸后的整体趋势是C值有所增大,而m值有所减小。从数学统计角度,曲线显示结果表明喷丸对裂纹扩展速率的影响作用不明显。
喷丸对疲劳性能的影响主要体现在3方面:表面形貌、组织结构和残余应力。喷丸后表面粗糙引起负面影响[7]的报道有很多。Hatamleh O[22]对比了激光喷丸和机械喷丸对铝合金裂纹扩展的影响,发现激光喷丸显著降低了其扩展速率,而机械喷丸的影响很小,两种工艺最直观的差别就是粗糙度。喷丸后H13钢表面的塑性硬化导致韧性的降低也是材料疲劳裂纹扩展加快的重要因素之一。吕鹤婷等[23]借助有限元考察了残余应力场对裂纹闭合的作用,发现喷丸残余压应力提高了裂纹闭合力,增强了闭合效应,抑制了疲劳裂纹的扩展。M.Shah等[24]发现裂纹断面粗糙度和残余压应力引起的裂纹闭合效应大大延缓了电子束焊接H13钢裂纹的早期扩展,降低了裂纹扩展速率。裂纹闭合主要有三类机制[25]:塑性诱发闭合,氧化物诱发闭合和粗糙度诱发闭合。缺口短裂纹在弹塑性状态下,由于应力应变集中的影响,裂纹闭合主要以塑性诱发为主。裂纹闭合使裂纹有效应力强度因子减小:ΔKeff=Kmax−Kop,Kop为张开应力强度因子。残余压应力的影响通过闭合力的变化来体现。残余应力的有利作用往往与其他因素的不利作用相互抵消,削弱了喷丸的效果[26]。在疲劳加载过程中,残余应力会发生松弛[27],对裂纹扩展过程起作用的不是喷丸后的原始残余压应力而是在循环过程中稳定存在的残余压应力[28],这也是喷丸对裂纹扩展速率影响作用不明显的重要原因之一。喷丸后各个影响因素的相互分离也较困难,使分析其对材料性能的影响变得复杂。
3.4 疲劳断口分析图11和图12分别是未喷丸和喷丸试样的断口形貌。从图中可以看出,喷丸前后试样的疲劳裂纹都是从缺口根部萌生,疲劳源周围存在解理台阶,且多处起源(图中箭头所指处)。喷丸后,疲劳源区的面积有所降低,说明裂纹萌生时间缩短,这也和疲劳寿命结果相对应。未喷丸试样近表面处有明显的撕裂棱(见图11(b)),是因为近表面处同时产生许多解理小裂纹,小裂纹不断生长成为解理小平面,而各连接部分发生较大的塑性变形形成了撕裂棱[29]。喷丸试样近表面并未出现这种特征(见图12(b)),是因为在表层产生的残余压应力降低近表面的应力水平,减小了其发生大塑性变形的概率,表层亚结构的细化也抑制了最表层解理小裂纹的产生。在扩展区试样喷丸前后都表现典型的准解理特征:微孔聚合韧窝,韧窝大小不一,伴有解理面(见图11(c)和图12(c)),断口微观形貌上都出现了呈断续分布由断口表面向内部扩展的二次裂纹(见图11(c)和图12(d))。喷丸前后,在疲劳裂纹稳定扩展区均未发现疲劳条带。疲劳条带形成的必要条件是裂纹尖端处于张开型平面应变状态[29],其还受材料性质、环境条件等因素的影响。
4 结 论针对H13钢带缺口试样进行表面喷丸强化,借助原位SEM采用实验方式分析喷丸对带缺口试样裂纹扩展行为的影响,得到以下结论:
(1) 喷丸在H13钢薄板表面产生了塑性变形,存在80 μm的硬化层;引入了约200 μm的残余压应力层,峰值达639.9 MPa,达到了表面强化效果。
(2) 喷丸后带缺口H13钢试样的裂纹萌生阶段明显缩短,疲劳总寿命降低,裂纹扩展速率的变化不明显。
(3) H13钢疲劳断口扩展区微观形貌主要为准解理特征,未发现疲劳条带的存在。喷丸后断口扩展区近表面的撕裂棱特征消失。
(4) 在工程应用中,经喷丸处理的表面缺陷为潜在裂纹源,应尽量避免其受循环载荷作用,防止发生疲劳破坏。
(5) 在采用喷丸工艺时,尽量避免带缺口的疲劳敏感区,考虑残余应力的同时重视其对表面粗糙度的影响。
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