多数机械部件失效源于疲劳破坏，通过表面改性技术可以改善材料的表面完整性进而提升抗疲劳性能，如渗碳热处理、混合射流强化、激光喷丸强化等。渗碳热处理通过在材料表面形成高碳含量的硬化层来提升材料的疲劳性能。喷丸会在材料表面引入较大的残余压应力来提升材料的疲劳性能。与常规喷丸相比，混合射流强化可降低表面粗糙度并延长疲劳寿命。与激光喷丸相比，混合射流强化的成本较低。
当前单一表面处理工艺难以满足齿轮复杂工况下的使用需求，复合表面改性技术通过结合多种表面改性工艺进一步提升材料的疲劳性能。复合强化可以改变疲劳失效模式来影响疲劳寿命，CHEN X等研究表明，与单一渗碳强化相比，渗碳和激光喷丸复合强化后疲劳失效的原因从不连续的刀痕转变为内部夹杂物，疲劳寿命约为原来的6.25 倍。复合强化可以通过进一步优化表层的残余应力分布状态，进而有效延缓疲劳裂纹的萌生进程。王刚等研究表明，渗碳和混合射流复合强化可以引入较深的残余压应力场，从而改善表面应力集中和抑制裂纹扩展，进而有效提升18CrNiMo7-6合金钢的弯曲疲劳寿命。
然而表面改性引入的残余压应力在循环载荷作用下会发生松弛，LEGUINAGOICOA N等研究表明，当残余压应力和施加的压缩应力的组合值超过材料的屈服强度时，会发生残余压应力松弛。之前大多数研究在进行疲劳失效分析时并没有考虑残余应力的松弛行为。考虑残余应力松弛后的疲劳失效分析更加合理，可以更加准确地预测疲劳极限。
本研究对象为18CrNiMo7-6合金钢，被广泛用于制造交通、航空和造船领域的高附加值齿轮部件，对其进行渗碳与混合射流复合强化。对各强化工艺参数下的试样进行了旋转弯曲疲劳试验，研究了各试样的表面完整性和疲劳性能，并进行失效分析，阐明了残余应力与裂纹源深度之间的关系，为进一步优化工艺提供了依据。
1试验材料与方法
1.1 试验材料和试样的几何尺寸
本研究所选用的试验材料为18CrNiMo7-6合金钢，材料的成分见表1。
试样的标距段直径为6mm，具体形状和尺寸如图1所示。
1.2 试样表面的改性处理
渗碳热处理的工艺流程如图2所示。试样首先被加热至900℃，加热速率为100℃/h，并在碳势（carbon potential, CP）分别为0.30%、1.15%、0.85%下分别保温0.7h、3.0h和2.0h，在820℃、碳势为0.75%下保温2h，之后在180℃保温15h，渗碳深度为1000μm。将渗碳试样记为CHT。
采用本课题组自主研发的混合射流喷丸系统对渗碳试样进行处理，该系统由高压水发生系统、前混合水射流液压系统以及运动控制系统组成。复合强化处理后，为了减少混合射流喷丸过程中可能引起的表面应力集中现象，并确保表面形貌的均匀性，试样表面在混合射流强化后会进行高速磨削处理。将渗碳+混合射流喷丸试样记为WJSP。混合射流强化工艺参数见表2，对试样实现不同程度的表面强化效果。
1.3 试验方法
采用残余应力分析仪（PROTO L-XRD）测量各试样的残余应力，靶材为铬靶，电压为30kV，电流为20mA，圆形光斑直径为1 mm ，用X 射线检测铁素体的（211）晶面（2θ=156.4°，θ为布拉格角）衍射峰。为了获取试样的梯度残余应力，使用电解腐蚀剥层仪器（PROTO 8818-V3）进行剥层。初始剥层电压为20V，时间为10s，电解液为氯化钠溶液，采用直径为5mm 的圆形喷嘴进行电化学腐蚀剥层，使用千分尺测量每次剥层的深度。
采用简支梁旋转弯曲疲劳试验机（QBWP-6000J）按照国标GB/T4337-2015 进行了疲劳试验。试验在室温条件下进行，应力比R为-1，频率为50Hz。根据先前试验得出渗碳试样的疲劳极限为1110.71MPa，为确保试样均发生疲劳失效且保证疲劳寿命为104～107，本研究在应力幅值为1200MPa下进行疲劳试验。
采用MTS轴向疲劳试验系统（MTS 370.25），在室温下以0.01mm/s 的拉伸速率测试力学性能。采用聚焦离子束扫描电子显微镜（scanning electron microscope, SEM）来观察试样的显微组织。使用维氏显微硬度计（HVW-1000Z）在载荷为4.9 N 和保持时间为10s 时测量试样的硬度。采用Bruker NPFLEX-1000三维光学轮廓仪对表面形貌进行测量，通过该仪器获取的干涉条纹数据，结合Vision64 软件进行处理。
2结果与分析
2.1 实验结果
2.1 表面形貌
18CrNiMo7-6合金钢最终磨削后表面形貌如图3所示。原始试样表面由平行的磨削刀痕组成，平均表面粗糙度Sa为0.35μm。表面呈现出“波峰和波谷”的特征，其中“波谷”会引发表面应力集中，其数值表示为应力集中系数Kt。
根据文献，应力集中系数Kt可由H(平均谷深)/D(上谷宽)计算得到：
根据二维轮廓曲线及图中的等高线数据，可以确定每个波峰平均谷深H为1.45μm、上谷宽D的平均值为31μm 。由式（1）和式（2），可以确定表面应力集中系数Kt为1.075。
2.2 硬度及拉伸性能
渗碳和复合强化处理后试样截面显微硬度如图4所示。渗碳试样表面硬度值为702HV，沿深度方向显微硬度逐渐降低。复合处理后的WJSP1-WJSP5 的表面硬度分别为711HV、737HV、767HV、819HV、824HV，混合射流复合强化试样的显微硬度显著升高，随着深度的增加，显微硬度值逐渐降低，最终达到与渗碳试样相同的水平。混合射流强化后表层材料的剧烈塑性变形和位错密度提升可能是试样硬度提高的原因。
CHT试样和不同工艺参数的WJSP 试样的工程应力-应变曲线如图5所示，复合强化后的力学性能见表3，表中，σ0.2、Ε、σb、δ分别为试样的屈服强度、弹性模量、抗拉强度、断后伸长率。由于混合射流强化影响层较浅，所以强化后试样的强度提升不明显。
2.3 梯度残余应力
梯度残余应力分布如图6所示。渗碳试样的表面产生了293.9MPa的残余压应力，这是由于渗碳热处理和高速磨削的影响。复合强化后，在各工艺参数下都引入了“对勾”形梯度残余应力场。混合射流强化主要影响的是材料的表层区域，且随着射流压力的提升，强化效果也在增加。
各试样残余应力场的特征参数见表4。
CHT试样残余应力最大值为-293.9MPa，WJSP1、WJSP2、WJSP3、WJSP4和WJSP5试样的最大残余压应力分别为-1118.4、-1148.5、-1167.1、-1163.8、-1137.8MPa，WJSP试样最大残余压应力均获得较大提升，且最大残余压应力出现的深度随射流压力逐级增加。其中WJSP1-WJSP3最大残余压应力表现为逐渐增大，WJSP3-WJSP5最大残余压应力逐渐减小。可以认为，射流压力变大时材料表层的塑性变形加剧，材料表面可能受到损伤，从而使表面残余压应力降低，残余应力分布向下移动，更多的冲击能量储存在材料中，导致更深的区域的最大残余压应力降低。
2.4 显微组织表征
CHT试样与WJSP3、WJSP4试样的梯度显微组织如图7所示，CHT试样表层为板条马氏体和碳化物颗粒，这些碳化物是由合金元素与碳元素结合形成的且由于有一部分沿原奥氏体晶界分布，因此有助于提高材料的耐磨性和硬度。随着深度增加，马氏体的形态和分布略有变化，同样存在颗粒状的碳化物。
在更深层的位置，马氏体呈现板条状。图像中可观察到原奥氏体的晶界。在WJSP3、WJSP4试样表面层观察到相似的细长的马氏体结构且马氏体板条会更细小，这是由于受到射流冲击的挤压，在马氏体之间的颗粒状的碳化物分布更加无规律性，因此碳化物会更加细小。
2.5 疲劳性能
试样在应力幅值为1200MPa 下的旋转弯曲疲劳寿命如表5和图8所示。渗碳试样疲劳寿命中值为9.12×105；5种复合强化试样中值疲劳寿命分别为13.49×105、21.38×105、32.36×105、41.96×105、56.23×105，对各个工艺下疲劳寿命取对数，该对数的方差随射流强度逐渐降低，试样旋转弯曲疲劳性能的改善可归因于复合强化引起硬度和残余压应力的进一步增加。而且复合强化后疲劳性能稳定性得到改善，这可能是由于残余压应力的增加会对疲劳性能产生积极影响，残余压应力能够抑制裂纹的萌生与扩展，使疲劳寿命的稳定性提高。
3讨论分析
3.1 疲劳断口分析
CHT试样的旋转弯曲疲劳断图9 所示，其中，
分别为施加应力幅值与试样在该应力幅下的疲劳寿命。疲劳开裂表现为表面起裂[图9 (a)]和亚表面起裂 [图9(d)]2 种方式。由图9(a)～(c)可知，疲劳裂纹源为试样表面的微裂纹，且表现出多源开裂，试样表面的微裂纹与加工时留下的刀痕会产生应力集中，造成疲劳裂纹在表面萌生并向内部扩展。由图9(d)和（e)可知，渗碳试样CHT-S4的疲劳断口的疲劳裂纹萌生于距表面约143μm处，在循环应力下扩展为“鱼眼”形状，此种模式下试样疲劳寿命明显较长。
由表5可知，渗碳试样的疲劳寿命数据分散性较大，这与试样在同一应力水平下表现出的不同失效形式相关。当表面存在应力集中较大的裂纹和刀痕时，裂纹会从试样表面迅速扩展，在很短时间内失效。当表面无明显应力集中时，在夹杂物处会存在相对较大的应力集中，最终表现为疲劳寿命较长的亚表面开裂。
不同混合射流强化工艺试样疲劳裂纹源如图10所示。图10(a)、（c）、（e）、（g）、（i）为复合强化试样的疲劳断口。疲劳裂纹萌生处为夹杂物，疲劳失效后显示为“鱼眼”状。在循环加载下夹杂物区域出现应力集中，产生微小裂纹，并在弯曲应力的作用下逐渐扩展导致疲劳破坏。在图10（b）、（d）、（f）、（h）、（j）中，疲劳裂纹萌生处与试样表面距离逐渐增大。WJSP1-WJSP5 试样的裂纹源深度分别为40 、102 、115、172 、220μm。随着射流压力增大，裂纹源深度增加，疲劳寿命更长，疲劳寿命分散性更低。
复合强化后引入的残余压应力是疲劳裂纹源向内移动的主要原因。复合强化的试样表层具有高残余压应力，抑制表面应力集中，使疲劳裂纹萌生处转移到亚表层。且残余压应力可视为平均应力，在旋转弯曲的拉伸受力阶段抵消一部分施加载荷，因此复合强化下试样的失效形式为内部夹杂物导致的疲劳破坏。而在压缩阶段压应力对失效影响很小，但是其施加载荷与残余压应力的叠加可能超过局部材料的屈服，造成残余压应力的释放。
3.2 疲劳裂纹源位置分析
表面残余压应力可以抵消部分外加载荷，提高材料的抗疲劳性能。考虑磨削后表面应力集中的载荷分布方程见式（3）。
式中：σap为实际应用载荷，MPa；σ 为施加的应力幅值，MPa；r为试样截面半径，mm；h为距表面深度，mm。
实际旋转弯曲载荷分布如图11所示，在材料表层(0μm)存在显著的应力集中现象，实际应力为1290MPa。随着深度的增加实际应力逐渐减小，在深度为500μm时，实际应力降至1000MPa左右。
由于旋转弯曲试验施加的为从表层向芯部逐渐减小的梯度应力，并且表面存在应力集中现象，可能出现表层承受最大应力的情况。所以将残余压应力（图6）与外加载荷相叠加，得出试样上的实际载荷分布状态如图12所示，将试样实际载荷的最大区域视为危险区域，复合强化后疲劳断裂危险区出现在亚表面。5种复合强化工艺试样的危险区域逐步向内部扩展，与3.1节疲劳裂纹源位置的变化规律相同。
结合图10结果，疲劳断口起裂位置证实了上述危险区域的预测(图12)，原始渗碳试样残余压应力较小，表层实际应力值较大，疲劳裂纹在表面与亚表面无明显规律地萌生。一般认为疲劳裂纹在亚表面萌生时，此类试样的疲劳性能优于在表面萌生疲劳裂纹的试样。复合强化后实际裂纹源位置都比推断危险区域的深度要小一些，其中WJSP1、WJSP2、WJSP3 组试样中推断的危险区域比实际裂纹源位置更深一些，考虑可能是残余应力松弛对疲劳性能产生影响，所以应该结合残余应力松弛对所推断的危险区域进行再次验证，研究循环加载下残余应力的松弛对疲劳失效的影响。
3.3 残余应力松弛对疲劳裂纹源的影响
3.3.1 试样疲劳失效时的残余应力析
疲劳试验前后试样的残余应力随深度的变化规律如图13所示。疲劳试验后，渗碳试样残余压应力增大，复合强化试样的残余应力均发生了松弛，其中WJSP1、WJSP2、WJSP3、WJSP4、WJSP5 主要在残余压应力最大处发生释放，释放幅度为296、231、216、101、41MPa。随着射流强化压力的增大，残余压应力松弛幅度降低。
3.3.2 残余压应力松弛与疲劳开裂
结合疲劳试验后已发生松弛的残余应力值来分析疲劳失效的危险区域，疲劳试验后残余应力与外载荷相叠加，得出试样上的外加载荷分布状态。残余应力松弛后试样实际载荷如图14所示，试样的疲劳断裂危险区仍是出现在亚表面，复合强化试样的危险区域逐步向内部扩展。考虑残余应力松弛所得到的危险区域与未考虑残余应力松弛的结果更接近疲劳试验的结果相比，更接近疲劳试验的结果。说明残余应力松弛会减弱残余应力对裂纹扩展的抑制效果，使裂纹萌生处更靠近表面，降低疲劳寿命。
4结论
1)复合强化后，随着混合射流压力的增加，最大残余压应力深度逐步增加。随着射流压力提升，疲劳裂纹源深度增加，疲劳寿命提高，疲劳寿命分散性更低。
2)应力幅值为1200MPa的疲劳试验后残余应力测量结果显示，复合强化工艺下残余应力较初始值均发生了释放，根据松弛后的残余应力与外加载荷推断疲劳失效的危险区域更符合试验的疲劳裂纹源位置。
来源：郑州大学机械与动力工程学院
来源：Internet
关键词：
残余应力
合金钢
疲劳失效
