噴丸處理對不銹鋼表面影響的研究

張俊雙，劉鳳鈴，唐 濤，陳 瀧，蘭 偉

（重慶科技學院 冶金與材料工程學院，重慶 401331）

不銹鋼材料是現代材料的重要組成部分，每年不銹鋼引起的失效會造成巨大的經濟損失[1-2]。因此延長不銹鋼使用壽命的研究，可以提高生產力和生產效率、節約能源、減少浪費、減輕環境污染，對工業發展、經濟增長、環境保護等方面具有重要意義。通常，改善材料的表面性能可以改善材料的整體性能[3-4]。噴丸技術是表面技術的重要組成部分，噴丸后，材料表面有加工硬化現象產生，且試樣加工后表面質量好。噴丸處理使用圓形彈丸在氣動力、離心力或其他動力源作用下，高速撞擊金屬材料表面，使材料表層發生彈塑性變形進而產生應力和微觀組織結構的變化，噴丸主要用途包括噴丸成形和噴丸強化。噴丸成形是指噴丸處理后材料表面發生形變，噴丸強化是指噴丸過程由于組織結構發生變化而產生的強化作用，在噴丸成形和噴丸強化共同作用下，可在表層引入殘余壓應力場，同時，在噴丸處理過程中，變形量增加，位錯密度上升，位錯在運動中相遇、纏結，使位錯運動阻力增大，變形抗力增強，強度、硬度增大[5-8]。塑性加工會產生各向異性，即由于出現擇優取向，使金屬在各方向上的性能不相同，例如奧氏體不銹鋼力學性能出現變形方向強度高，垂直于變形方向強度低[9-11]，同時沿著磁化方向變形，可增加導磁率等[12-15]。由于材料表面性能的提高，能夠抵消了工件外部載荷，從而提高不銹鋼性能。此外，噴丸引入的彈坑與表面化學鍍、電鍍工藝同時進行、相互配合，可提高不銹鋼與鍍層附著力，防止涂料發生剝落，提高不銹鋼表面性能[16]；噴丸可消除材料機械加工留下的刀痕，減少材料表面應力集中；噴丸可減少滲碳表面異常組織[17]等。因此，噴丸作為一種提高不銹鋼表面性能的工藝，被廣泛應用于不銹鋼領域。

為促進噴丸強化工藝在不銹鋼領域的應用，本文綜述了噴丸強化對不銹鋼表層硬度、磁性能、殘余應力的影響，并分析了噴丸工藝參數的優化，以期對不銹鋼噴丸強化工藝的理論研究與實踐應用提供一些參考。

1 噴丸對不銹鋼表層硬度的影響

噴丸過程中噴丸流對不銹鋼表面的影響是間歇性的，不銹鋼表面每接收一次彈丸的沖擊，便承受一次加載與卸載。表面承受的載荷方式既不是拉-拉脈動載荷方式，也不是拉-壓脈動載荷方式，而主要是壓-壓脈動載荷方式。在壓應力作用下迫使不銹鋼表層發生了循環塑性變形，在材料表面發生塑性變形后是否發生表面硬化取決于材料固有的周期性塑性變形特性[18]，噴丸后表層材料顯微硬度增加，稱為循環應變硬化，反之，則稱為循環應變軟化，在循環應變過程中，凡是材料的硬度發生增加，則該材料任意晶面的X射線衍射譜線半高寬度（β）變寬；反之，如硬度發生降低，β值則變窄[19-21]。對于一些高強鋼測試其表面硬度難度較大，為了確定噴丸處理后材料表面硬度變化，通常借助于X射線衍射譜線半高寬度的變化趨勢來判斷噴丸后材料發生的硬度變化。大量的試驗結果已經證明，噴丸處理低強度鋼（屈服強度<550 MPa）后，材料表面的硬度會提高，同時，隨著深度的不斷增加，硬度會不斷降低，對于噴丸處理高強鋼（屈服強度>550 MPa）后，則會出現相反的情況。

本節以30CrMnSiNi2A不銹鋼材料為例，分析不銹鋼的循環硬化和循環軟化。表1為該不銹鋼的化學成分，將30CrMnSiNi2A不銹鋼材進行退火處理得到鐵素體與珠光體組織，硬度達到450 HV，屬于低強度鋼；將30CrMnSiNi2A不銹鋼材進行淬火，低溫回火處理得到低溫回火馬氏體組織，硬度達到850 HV，屬于高強度鋼[22]。

表1 30Cr MnSiNi2A鋼的化學成分[22]（質量分數，%）Table 1 Chemical composition of the 30Cr MnSiNi2A steel[22]（mass fraction，%）

前文已經說明材料的表面硬度與β的關系，因此，β-深度曲線（剖面）的變化趨勢與材料的硬度-深度的變化趨勢相同。圖1為噴丸處理后低碳鋼、高強度30CrMnSiNi2A不銹鋼的β和深度的關系，對于低碳鋼（如圖1（a）所示），噴丸處理后X射線衍射譜線半高寬度逐漸減小，表明材料基體向表面方向上的β值逐漸變大，不銹鋼材料噴丸處理后表面發生了循環應變硬化，其原因是材料表面發生了嚴重的塑性變形，位錯滑移并大量增殖。位錯密度的增加，增大了位錯之間的運動阻力，位錯之間相互交割纏結，使可動位錯減少，從而使塑性滑移變得困難，因此材料表面發生硬化。而對于高強度30CrMnSiNi2A不銹鋼（如圖1（b）所示），噴丸后基體的半高寬β值減小，此后隨著深度的不斷增加β又不斷增加，說明材料外表層首先發生了循環塑性應變硬化，此后，隨著深度的不斷增加表層又發生了循環軟化，其表層硬度降低的原因是在噴丸過程中，低角度邊界處的位錯湮滅，引起材料背應力的降低，導致材料塑性應變幅低[23]，內部基體區未承受循環變形，次表層雖然經受了與外表層相同的循環次數，發生了循環應變軟化，因此材料表面的某些區域發生軟化。

圖1 不同鋼噴丸處理后β值和深度的關系[23]Fig.1 Relationship betweenβvalue and depth after shot peening of different steels[23]

處理工藝對不銹鋼表面屈服強度具有顯著的影響，表面屈服強度影響噴丸處理后表面硬度的走向，圖1試驗結果證明，噴丸引發靶材表層材料產生的塑性變形，可以通過材料的β值來判斷材料屬性，同時也可大致判斷材料本身的表面屈服強度的范圍，進一步，證明材料采取了何種熱處理工藝。

2 噴丸引發靶材表層磁性能變化

當不銹鋼材料經過噴丸處理后，不僅力學性能會發生明顯改善，其磁性能也會隨著微觀組織演變而發生變化。早在1976年，Sipos等[24]就發現了在相變誘發塑性不銹鋼（Transformation induced plasticity，TRIP）加工變形時，其基體由奧氏體相變成了馬氏體，從而使不銹鋼產生很強的磁性能。1994年，Huo等[25]提出了磁性損失與位錯密度成正比，如同平方根定律相關損失與軋制應變之間的關系。1997年，Hug等[26]研究了塑性變形較小時對磁性各向異性的影響。2000年，Hwang[27]在一種低碳鋼（Mild steel）中驗證塑性變形對其磁性能的影響，并討論了其機理。2006年，Landgraf[28]等研究了塑性變形對無取向不銹鋼的磁性影響，證明不銹鋼的塑性變形總量的增加，同時也造成磁滯的損失，變形使低感應和高感應組分均出現增加，材料變形對力學性能的影響不大，但對材料的磁性能卻影響重大，當變形量僅為0.5%時，磁性能便表現出巨大變化，其部分研究結果如圖2所示，可以證明隨著疊層鋼材料變形程度增加，材料的磁性能也隨之增加。

圖2 冷軋真實變形對疊層鋼RD和TD方向B60的影響（a）和原始RD向和0.005變形疊層鋼的磁滯回路（b）[28]Fig.2 Effect of real deformation of cold rolling on B60 of laminated steel in RD and TD directions（a）and hysteresis loop of original RD-direction and 0.005 deformed laminated steel（b）[28]

一般來說，在一定時間內，材料的變形量隨著噴丸時間的增加而不斷增加，所以，本節以301奧氏體不銹鋼為例，從不同噴丸時間和不同噴丸深度對磁性能變化進行分析。

圖3分別是5 min和10 min噴丸處理后不同深度的磁性能變化結果[29]，前人試驗結果已經證明，奧氏體不銹鋼是不具有磁性能的[28-33]，但是，301奧氏體不銹鋼在噴丸處理后，材料表層產生了磁性能，由圖3（a）可知，在相同的噴丸時間下，噴丸處理后不銹鋼的磁性能在表面最好，隨著深度的不斷增加，磁性能的值不斷減少，最后磁性能與基體相同，圖3（b）也得到了相同的結論。在不同的噴丸時間下，對相同噴丸深度對比，發現噴丸10 min的試樣與5 min試樣相比，10 min試樣磁性能變化更明顯。

圖3 301奧氏體不銹鋼不同噴丸時間和深度的磁性能[29]Fig.3 Magnetic properties of the 301 austenitic stainless steel with different shot peening time and depths[29]

噴丸處理最主要是改變不銹鋼的微觀組織，隨著微觀組織的變化，材料性能也隨之變化，例如：表面應力、硬度、磁性能等，不銹鋼的微觀組織發生了梯度變化，其磁性能也發生梯度變化的規律，說明磁性能的變化跟微觀組織具有密不可分的關系。

為了進一步證實噴丸后磁性能變化與不銹鋼微觀組織變化具有相關性，噴丸10 min的301不銹鋼表面沿深度方向，噴丸處理后晶粒變化如圖4所示[29]，很明顯，噴丸處理的301不銹鋼具有復雜的變形微觀結構，交叉剪切帶是主要的變形機制，交叉剪切帶之間的角度約為71°，具有明顯的晶粒取向，并且總是被觀察為厚度幾納米的板條結構。

圖4 噴丸處理10 min后301不銹鋼在不同深度的顯微組織[29]Fig.4 Microstructure of the 301 stainless steel after shot peening for 10 min at different depths[29]

其次，噴丸處理后，301不銹鋼相結構也發生轉變，由先前的奧氏體轉變為具有較強磁性能的馬氏體，這也使得不銹鋼噴丸后，材料的磁性能發生變化。磁性能發生的變化主要還是來源于材料微觀結構的變化，從晶粒邊界不明顯（圖4（a，b）），發現不銹鋼的磁性能最好，此時，晶粒細化最明顯，衍射花樣說明其為非晶，非晶材料殘余應力較大，導磁率高，損耗小。也就是說，旋轉磁化容易，各向磁場靈敏度高，因此，該結構具有優良的磁性能；然后到明顯的滑移帶結構（圖4（c，d）），部分殘余應力得到釋放，同時晶粒長大，位錯不斷堆積在晶界，導磁率降低，損耗增大，磁性能減少；而后到納米級厚度的孿晶結構交錯（圖4（f）），位錯、層錯不斷堆積，殘余應力進一步釋放，磁損耗繼續增大，磁性能減少；最后到原始晶粒（圖4（g）），殘余應力基本釋放，晶界不斷增多，磁滯損耗就更大。但晶粒的平均直徑大小從明顯的滑移帶一直到原始晶粒不斷變化（圖4（g～i）），晶粒大小隨著深度的增加而增加。

綜上所述，不銹鋼在噴丸處理后，微觀組織結構主要發生晶粒細化、相變、位錯胞等亞微結構的變化。也進一步證實了，應力釋放、晶粒生長和相變是磁化強度變化的主要來源。同時，文中也證明形變能夠改變材料的磁性能，通過測試磁性能的變化，來判斷材料是否發生形變是未來無損測試的發展趨勢。

3 噴丸工藝對不銹鋼殘余應力的影響

不銹鋼的疲勞斷裂是不銹鋼失效的重要形式之一，疲勞斷裂中重要的因素就是材料內部的應力分布，一般由正應力（σ）或是切應力（τ）或是兩者共同作用引起的疲勞斷裂，當材料受到拉-拉（拉-壓）、純彎曲、旋轉彎曲等加載方式，在交變正應力作用下，當材料與應力所成角度小于45°時，材料的疲勞裂紋萌生；當材料與應力所成角度大于45°，小于60°時，疲勞裂紋擴展直至發生斷裂。圖5是大多數金屬材料在噴丸處理后任意斜截面的所受力示意圖，取參考坐標系η與ζ軸分別與斜截面垂直與平行[32]，則：

圖5 任意斜截面上受到正應力σ與殘余正應力σr的示意圖[23]Fig.5 Schematic diagram of normal stressσand residual normal stressσr on any inclined section[23]

式中：σα、σr、σ表示正應力，τα表示切應力，α表示正應力與切應力的夾角。

根據公式（1）和公式（2）推出，殘余正應力與正應力發生交互作用后，相互抵消，導致正應力的值大幅度降低，材料在實際應用中承受的最大正應力值下降，由此提高了材料疲勞斷裂抗力，所以，噴丸處理后在材料表層引入殘余壓應力，對材料的疲勞性能總是表現出應力強化機制。

目前，強化機制分為兩種，一種是工件表面切向塑性延展變形產生的殘余壓應力，另一種是法向塑性變形產生的赫茲壓應力[34]。噴丸過程中，丸料并不是朝著一個方向撞擊基材，所以，噴丸過程中上述兩種機制同時存在，噴丸處理后，殘余應力分布發生變化，圖6為典型不銹鋼噴丸后殘余應力分布曲線[32]，其中，σsrs、σmrs、Zm、Z0分別為表面殘余壓應力、最大殘余壓應力、最大殘余壓應力深度以及殘余壓應力深度（強化深度），噴丸形成的殘余應力場是壓應力場特征參數[35]，這些特征參數與材料本身以及噴丸參數具有相關性。

圖6 典型不銹鋼噴丸后殘余應力分布曲線[32]Fig.6 Typical residual stress distribution curve of stainless steel after shot peening[32]

綜上所述，噴丸處理后，在材料表面會引入較大的殘余壓應力，由于殘余壓應力的存在會削減材料中正應力的值，以此達到提高其疲勞性能、延長材料的失效時間，這就是“應力強化機制”的強化原理。

上文中提到噴丸參數能夠影響壓應力場特征參數，噴丸處理主要參數包括丸料粒徑、噴丸時間等[36-39]，本節主要也從這兩個參數研究噴丸處理對不銹鋼的壓應力場特征參數的影響。

1）丸料粒徑

丸料粒徑是噴丸效果最重要的參數，一般來說，直徑小的丸粒可以在不銹鋼表面獲得高壓應力，直徑大的丸?？梢垣@得較大的壓應力深度[40]，丸料粒徑影響噴丸后材料的σsrs、Z0。

圖7為不同粒徑丸料處理316L不銹鋼表面形貌[41]，通過對比不同粒徑大小，發現粒徑越小在不銹鋼表面形成的晶界越多，晶粒也得到細化，σsrs增大。為了對噴丸處理后不銹鋼表面性能進一步觀察，測試了316L不銹鋼在不同大小丸料噴丸后試樣表層的三維形貌[41]，如圖8所示，發現丸料粒徑小的不銹鋼試樣表面凹坑更加平均，大部分不銹鋼表面處理后深度停留在4μm左右，小部分面積在1μm左右，而大直徑丸料噴丸處理后，不銹鋼表面凹坑比較雜亂，某些面積出現了未噴丸現象，不銹鋼表面處理后深度停留在2μm左右，小部分深度在3μm左右，在相同情況下，大直徑丸料處理后，表面殘余壓應力、壓應力深度得到減少，導致σsrs、Z0減小。

圖7 不同粒徑丸料噴丸處理后316L不銹鋼的表面形貌[41]Fig.7 Surface morphologies of the 316L stainless steel treated with different particle size shots[41]

圖8 不同粒徑丸料噴丸處理后316L不銹鋼表面的三維形貌[41]Fig.8 Three-dimensional morphologies of the 316L stainless steel surface after shot peening with different particle sizes shots[41]

綜上所述，丸料的粒徑能夠影響噴丸后材料的σsrs、Z0，丸料越小，σsrs、Z0增大越明顯。

2）噴丸時間

噴丸時間是噴丸引起不銹鋼性能變化中重要的參數，主要引起噴丸后材料的σsrs、σmrs發生變化，σsrs、σmrs變化跟材料本身相關，σsrs、σmrs的增加宏觀體現為硬度的改變，循環硬化材料在噴丸處理后表面硬度和σsrs、σmrs均會提升，循環軟化材料噴丸后表面硬度會截然相反，σsrs、σmrs也會沿著相反方向發展，此處僅通過循環硬化材料噴丸后的硬度變化來研究σsrs、σmrs的強化機制。

圖9為301不銹鋼未處理和不同時間噴丸處理后樣品的顯微硬度分布[42]。在噴丸處理后，301不銹鋼表面晶粒硬度隨著時間的增加先增大后減小再增大，同時也反映了σsrs、σmrs隨著噴丸時間的變化趨勢。為了分析為什么會存在這趨勢，對不同噴丸時間試樣的橫截面進行顯微組織觀察，如圖10所示，發現301不銹鋼表面變形的滑移帶隨著噴丸時間的增加而成倍的增加，當時間達到15 min后，表面產生裂紋，表面硬度也由此下降，再隨著時間不斷增加，試樣表面的裂紋在噴丸過程中不斷消失，表面硬度得到改善，說明不銹鋼并不是噴丸時間越長表面性能越好，而是存在一個相對值。

圖9 不同時間噴丸處理前后301不銹鋼的維氏硬度曲線[42]Fig.9 Vickers hardness curves of the 301 stainless steel before and after shot peening for different time[42]

圖10 不同時間噴丸處理后301不銹鋼橫截面[42]Fig.10 Cross-sections of the 301 stainless steel after shot peening for different time[42]

綜上所述，噴丸時間能夠影響噴丸后301不銹鋼的σsrs、σmrs，隨著時間的不斷增加，σsrs、σmrs存在著先增大后減小再增大的趨勢。

4 總結

1）噴丸強化處理引發材料表層發生的塑性變形，當基材為低強度鋼時，材料表面硬度表現為循環硬化，當基材為高強度鋼時，材料表面硬度表現為循環軟化，可以此來判斷材料屬性。

2）不銹鋼噴丸處理后，微觀組織結構發生階梯變化，其磁性能也發生梯度變化的規律，微觀組織主要發生晶粒細化、相變、位錯胞等亞微結構的變化，證實了，晶粒生長、相變和應力釋放使得磁化強度變化。

3）經過噴丸強化處理后，殘余壓應力影響層深度加深，且在亞表層處的殘余壓應力最大，因此，合理控制噴丸工藝參數，便會在不銹鋼表面獲得最有利的大殘余壓應力，使得噴丸強化工藝利用最大化，進而提升不銹鋼的性能。