0 前言

高锰钢优异的抗冲击磨损性能主要取决于强冲击或重磨损引起的形变硬化。高锰钢的形变硬化性能十分优异，表面硬度可以从水韧处理后的约 200 HB 增加到 500～800 HB，同时心部保持良好的韧性，使其广泛应用于矿山机械、铁路、建材等领域。

但是，高锰钢只有在冲击大、应力高的情况下，才具有好的硬化和耐磨效果。为了改善高锰钢在低冲击和低应力工况下的力学性能，改善高锰钢使用时的早期磨损问题，学者们常通过表面预硬化处理的方式提高高锰钢的耐磨性，如使用前对高锰钢进行冷轧变形或爆炸硬化等。其中，冷轧变形^[1]是通过较大程度的塑性变形在高锰钢中产生高密度的位错和孪晶，而爆炸硬化^[2]是通过爆炸产生的冲击波作用到高锰钢，在宏观塑性变形很小的情况下实现滑移和孪生诱导的形变硬化。刘恒亮等^[2]通过爆炸硬化处理实现了对高锰钢冲击磨料磨损性能的提高。关于激光冲击强化来提高高锰钢的耐磨性也有较多的报道，孟帅^[3]对高锰钢表面进行了激光冲击强化，研究了高锰钢的微观组织演化，提高了高锰钢的抗磨损性能。

相比于冷轧^[1]的中低应变率（＜10² / s）和爆炸硬化^[2]、激光冲击^[4]的超高应变率（＞10⁵ / s），超声冲击^[5]属于高应变率（10³ / s～10⁴ / s）冲击硬化方式，在金属材料的冲击强化中获得了广泛应用。LUO 等^[6]采用超声强化技术研究了球墨铸铁的硬化和摩擦学性能，发现球墨铸铁硬度提升了 37.8%，显著提升了耐磨性。MAO 等^[7]研究了超声冲击低碳钢的高温磨损性能，形成了厚度约为 800 μm 的梯度显微组织层，发现超声冲击可以促进连续氧化膜的形成、提高耐磨性。可见，超声强化技术具有较好的安全性、较小的塑性变形和较好的硬化性能。但是，超声冲击强化方法在高锰钢的预硬化处理方面还缺乏深入的研究。

采用超声冲击强化技术对高锰钢表面进行处理，研究超声强化高锰钢表面在低应力条件下的磨损性能。通过对超声冲击前后和磨损前后高锰钢亚表面维氏硬度测量和显微组织分析，揭示超声冲击高锰钢表面的形变硬化和抗磨损机理。

1 试验方法

1.1 样品制备

图1 所示为高锰钢的超声冲击强化原理图。超声发生器将工频电转变为 20 kHz 的高频交流电，通过换能器将高频交流电的电能转变成高频振动的机械能。由换能器传递而来的高频振动通过变幅杆将振幅放大，最终通过振动头输出。本文采用的超声冲击强化装置输出的最大振幅为 90 μm、振动频率为 20 kHz、振动头直径为 6 mm。在对高锰钢表面进行超声冲击强化时，超声冲击强化装置沿着高锰钢表面进行扫描。振动头产生的应力波沿着高锰钢表面向内部传播，从而使高锰钢发生形变硬化。

试验中采用的材料为固溶处理后的 Mn13 钢板，其成分如表1 所示。Mn13 钢板常用于制作圆锥破碎机的破碎壁、球磨机的衬板等。超声冲击前，对 Mn13 钢板表面进行处理，去除表面的氧化层。磨损试验前后，分别对原始高锰钢和超声冲击高锰钢进行酒精清洗、烘干，然后采用精度为 0.1 mg 的电子天平对磨损质量损失进行表征。用于高锰钢截面显微组织分析的试样采用线切割的方法进行制备，然后依次采用 400#、800#、1000#、1200#、1500# 碳化硅砂纸进行研磨，最后在 MTP-200 金相研磨机上抛光。对高锰钢截面进行显微组织观察前，采用 HNO₃∶HCl=1∶3 的王水溶液对样品表面进行腐蚀。

1.2 结构表征及性能测试

原始高锰钢的物相组成采用 X 射线衍射仪 （Bruker D8 Advance）进行分析。采用配备有能谱分析仪（EDS）的场发射扫描电子显微镜（FSEM，MAIA3）对高锰钢磨痕的表面成分和微观形貌进行表征、对高锰钢截面的显微组织进行观察。采用HVSA-1000 型维氏硬度计测试高锰钢亚表面 50 μm 深处的显微硬度，载荷为 0.3 kg，保荷时间为 15 s，硬度取 5 次测量的平均值。采用 MPX-3X 型销盘回转摩擦磨损试验机进行高锰钢表面的磨损试验，磨损试验采用的载荷为 50 N、主轴转速为 300 r / min、磨损时间为 60 min、摩擦半径为 5 mm、对磨球为直径 6.35 mm 的 Al₂O₃。磨损后的二维和三维轮廓采用 DSX1000 型三维轮廓仪进行测量和分析。

2 结果与讨论

2.1 超声冲击高锰钢的磨损行为

超声冲击后高锰钢的显微组织特征对其磨损性能具有重要的影响，图 2 所示为超声冲击前后高锰钢截面显微组织的 SEM 照片和原始高锰钢的 XRD 结果。图 2a 所示为原始高锰钢的截面显微组织，可见其内部含有少量的孪晶，没有出现明显的显微缺陷和微裂纹。图 2b 中的 XRD 结果显示，原始高锰钢为单一的奥氏体组织，没有其他可见的衍射峰。 经过超声冲击后，高锰钢亚表面的显微组织发生了变化。如图 2c 所示，显微组织中形成了密集的形变孪晶，靠近高锰钢表面的位置孪晶较密，远离表面的地方孪晶较稀疏，孪晶的存在将改变高锰钢的力学性能。高锰钢为奥氏体面心立方结构，它的塑性变形受层错能的影响。面心立方金属的变形机理包括位错滑移、形变孪生和应变诱导马氏体转变。由于高锰钢层错能较低，主要变形机制是位错滑移和形变孪生。在高锰钢塑性变形期间，形变孪晶不断形成，将晶粒分割为若干个细小区域，从而导致位错在晶界、孪晶界附近和晶内的积累，使高锰钢具有非常高的硬化效应，这一现象称为动态霍尔佩奇效应^[8-9]。综上可知，超声冲击强化将改善高锰钢在低应力下的抗磨损性能。

超声冲击产生的孪晶组织将对高锰钢的磨损性能产生重要影响。图3 所示为超声冲击前后高锰钢表面的二维和三维磨损轮廓。原始高锰钢表面磨损轮廓如图3a 所示，磨痕的宽度和深度分别为 1 930 μm 和 139 μm。而超声冲击高锰钢表面磨痕的宽度和深度分别为 1 589 μm 和 67 μm（图3c）。磨痕深度的二维截面轮廓如图3b 所示，与原始高锰钢相比，超声冲击高锰钢的磨痕深度减小了 51.7%。磨损后，原始高锰钢和超声冲击高锰钢的质量损失分别为 31.50 mg 和 13.33 mg。与原始高锰钢相比，超声冲击高锰钢的质量损失减小了 57.68%。可见，超声冲击高锰钢具有较好的抗磨损性能。

图4 为磨损后高锰钢表面的 SEM 照片及 EDS 元素分布图。图4a～4d 为原始高锰钢的磨损表面，存在较多的擦伤痕迹和磨屑，同时还有大片的剥层。图4d 为图4c 的 EDS 面能谱，在大片剥层的边缘含有较多的氧元素，远离剥层的区域氧含量较少，说明剥层脱落的磨屑氧化较严重。图4e～4h 为超声冲击高锰钢的磨损表面，表面擦伤和磨屑较少，存在着一定的塑性变形和小片状的剥层。图4h 为图4g 中两磨屑的 EDS 点能谱，说明剥层脱落的磨屑氧化较严重。超声冲击前后磨损表面的 SEM 形貌及 EDS 元素分布说明，两者均存在着剥层磨损和磨粒磨损。

在磨损过程中，Al₂O₃ 陶瓷球与高锰钢表面接触，最表层的接触应力较大，塑性变形剧烈。由于高锰钢具有优异的形变硬化性能，在高锰钢表面层产生急剧的孪生硬化，在周期性的压应力和剪应力共同作用下发生疲劳裂纹和剥层，从而在高锰钢的表面形成了剥层磨损，如图4a、4c、4f 所示。剥层磨损产生的磨屑与空气的接触面积大，在摩擦热的作用下与环境中的氧发生反应，导致该区域的氧元素含量较高，如图4c、4d 和 4h 所示。在磨损过程中，摩擦副的相互挤压和剪切作用使表面产生较小的磨屑（图4b、4c、4e、4g）。磨屑的硬度较高，在对磨副的挤压和剪切作用下形成磨粒磨损，在高锰钢表面产生较多的擦伤 （图4a、4b）和微塑性变形（图4f、4g）。但是，超声冲击后的磨损表面与原始高锰钢的磨损还存在以下区别，如磨粒磨损产生的擦伤转变为塑性变形、大片状的剥层磨损转变为小片状的剥层磨损。超声冲击后，高锰钢表面具有更高的硬度，抵抗磨屑微刻划的能力更强，因此仅形成了少量的擦伤，大多是微塑性变形（图4f、4g），宏观上磨痕表面较光滑（图4e）。另外，由于超声冲击后的磨损表面硬度较高、脆性较大，在挤压和剪切作用下产生的剥层面积也更小（图4f）。综上所述，与原始高锰钢一样，超声冲击后的高锰钢表面同样存在剥层磨损和磨粒磨损。但是，由于超声冲击后的高锰钢表面具有更高硬度，使得其表面主要为小片状的剥层磨损和微塑性变形。

2.2 超声冲击高锰钢的硬化和抗磨机理

高锰钢的抗磨损性能主要取决于其形变硬化行为，而本文中高锰钢的硬化取决于两个方面，超声冲击引起的形变硬化和磨损引起的形变硬化。图5 所示为磨损前后和超声冲击前后高锰钢亚表层（表面以下 50 μm 处）的显微硬度结果。原始高锰钢的亚表面维氏硬度为 206.26 HV，磨损后亚表层硬度提高到 284.86 HV，增加了 38.1%。说明，磨损测试过程中，Al₂O₃ 对磨球的正压力和剪切应力使高锰钢产生了塑性变形和硬化。但是，对于超声冲击高锰钢来说，磨损前后的亚表层显微硬度分别为 483.97 HV 和 488.78 HV，磨损后比磨损前提高了 0.01%，磨损测试对超声冲击高锰钢的硬化不明显。这说明，超声冲击高锰钢产生的形变硬化较大，显微硬度从原始高锰钢的 206.26 HV 增加到 483.97 HV，提高了 134.64%，硬化程度较大。随后的磨损过程中，对磨球的正压力和剪切应力不足以进一步使高锰钢发生较大的塑性变形。可见，本文中的磨损测试一定程度了可以使原始高锰钢表面产生形变硬化，但对于硬度较高的高锰钢表面，硬化效果不明显。

磨损后的硬度变化取决于高锰钢亚表层显微组织的变化。图6 所示为磨损后的原始高锰钢和超声冲击高锰钢截面显微组织。通过图6a～6c 的磨损后原始高锰钢显微组织发现，在一定深度范围内，形成了较稀疏的孪晶。由于原始高锰钢表面硬度较低，仅为 206.26 HV，磨损过程中对磨球的正压力和剪切应力足以使高锰钢产生塑性变形。又因为高锰钢塑性变形的主要方式是位错滑移和孪生，所以在亚表层形成了一定密度的孪晶，如图6b 和图6c 所示。图6d～6f 为磨损后超声冲击高锰钢的截面显微组织，可以发现在亚表层形成了高密度孪晶区，含有密度较高的一次孪晶和二次孪晶。与磨损后的原始高锰钢相比，磨损后的超声冲击高锰钢孪晶密度大、二次孪晶多。由图5 可知，原始高锰钢磨损后硬度为 284.86 HV，超声冲击高锰钢硬度为 483.97 HV，说明超声冲击对高锰钢的硬化效果远大于原始高锰钢磨损带来的硬化效果。因此，对超声冲击高锰钢进行磨损测试时，磨损过程对显微硬度的提高有限（仅 0.01%），磨损过程对超声冲击高锰钢显微组织的改变可以忽略，磨损后超声冲击高锰钢的显微组织主要由超声冲击过程决定。超声冲击高锰钢磨损前后的硬度均远大于原始高锰钢磨损前后的硬度，所以超声冲击高锰钢具有更好的耐磨性。

超声冲击高锰钢优异的耐磨性取决于高锰钢在高应变率下的强化效应，主要包括两个方面，即超声冲击的高应变率特点和高锰钢的孪生硬化特性。

首先，金属材料的力学响应与应变率密切相关，静态和准静态载荷下的塑性变形可以均匀地分布在各个晶粒中，残余内应力相对较小，如静态拉伸实验。塑性变形分布在材料表面较浅的深度内，主要以塑性变形为主（图7a），如硬度测试中的压痕。此时材料的动态屈服强度${\sigma }_{\mathrm{Y}}^{\mathrm{D}}$受应变率$\dot{\epsilon }$ 的影响较小。金属材料的动态屈服强度 ${\sigma }_{\mathrm{Y}}^{\mathrm{D}}$ 与应变率$\dot{\epsilon }$ 的关系如下^[10]：

式中，${\sigma }_{\mathrm{Y}}^{\mathrm{S}}$ 是金属材料的静态屈服强度，a₁ 与 α₁ 是与材料特性相关的常数。可见，随着应变率的增加，金属材料的动态屈服强度以指数的速度增大。当应变率小于 10¹ / s 时，材料的变形非常缓慢，应变率对材料动态屈服强度的影响较小，如材料的蠕变、常规的力学性能测试^[11-13]；当应变率大于 10² / s 时，金属材料力学性能受应变率的影响较大，动态屈服强度迅速增加。超声冲击时，材料的应变率处于 10³～10⁴ / s，冲击头单次冲击仅 5×10⁻⁵ s，材料表面被加工的局部区域发生强烈的弹塑性变形，属于典型的动力学冲击。超声冲击时，冲击头与材料表面的接触从宏观上看属于点接触，这种点接触产生的冲击将形成应力波，该应力波属于三维球面波，随应力波传播在波前位置不断产生位错和孪晶（图6d～6e）而引起硬化，在传播过程中应力波发生扩散和衰减，如图7b 所示。该方法在较小的表面塑性变形下可以获得较大的硬化效应，关于材料表面的超声冲击强化技术，国内外学者和工程技术人员开展了较多的研究工作和工程应用^[14]。

另外，高锰钢的孪生硬化特性也极大的影响着超声冲击高锰钢的抗磨损性能。高锰钢层错能较低，主要变形机制是位错滑移和形变孪生，它们共同决定着高锰钢的力学性能。金属材料的总应力可表达为^[15]：

式中，ρ_d 为位错密度，l 为孪晶间距，D 为晶粒尺寸。可见位错密度和孪晶密度的的增加将提高材料的硬化性能。高锰钢在受到超声冲击时，随着应力波从表面往内部的传播，高锰钢由表及里发生塑性变形，形变孪晶不断形成，在高达 20 kHz 的频率下（图7b），在高锰钢表面以下形成高密度的孪晶和二次孪晶（图6e、6f），从而使高锰钢产生孪生硬化^[15]。形变孪晶不断形成，将晶粒分割为若干个细小区域，从而导致位错在晶界、孪晶界附近和晶内的积累，极大地提高高锰钢显微组织的位错密度，增大高锰钢硬化程度，实现位错强化。因此，高锰钢变形过程中的高密度孪晶和位错累积使高锰钢具有非常高的硬化效应^[8-9]。另外，根据式（2），除了超声冲击引起的位错滑移和孪生硬化以外，材料表面层的晶粒细化也是材料的硬化方式，相关的硬化机理在文献中得到证实^[16]，并获得了实际的工程应用。

总的来说，超声冲击高锰钢由于高应变率冲击和动态霍尔佩奇效应的双重作用，获得了较大的硬化效果，其硬度远高于原始高锰钢和磨损后原始高锰钢，因此也具有更高的硬度（图5）和更好的耐磨性（图3）。

3 结论

为了提高高锰钢表面的抗磨损性能，提出高锰钢表面的超声冲击强化方法。通过对超声冲击高锰钢的磨损性能进行测量和抗磨损机理进行分析，得出以下结论：

（1）对超声冲击前后的高锰钢表面进行磨损试验，发现两者均存在剥层磨损和磨粒磨损；超声冲击后的高锰钢表面主要为小片状的剥层磨损和微塑性变形，表明其耐磨性更好。

（2）揭示了超声冲击高锰钢的硬化和抗磨损的机理，发现超声冲击高锰钢由于高应变率冲击和动态霍尔佩奇效应的双重作用，获得了较大的硬化效果和抗磨损性能。

参考文献