0. 引言

20CrNiMo鋼具有硬度高以及耐磨性、焊接性、可切削性、冷應變塑性和韌性良好等特性，一般在調質或滲碳淬火狀態(tài)下使用，廣泛應用于海上風電機組、重型礦山裝備、大型艦船等高端裝備齒輪的制造[1-2]。重載齒輪在使用過程中要承受較大的振動、沖擊和彎曲應力，一旦發(fā)生疲勞斷裂，將引發(fā)重大事故，造成嚴重的經(jīng)濟損失[3]。

通常可采用表面機械強化的方法來提高金屬構件的疲勞性能，常見的強化工藝主要包括機械噴丸[4]、激光噴丸[5]、超聲滾壓[6]、空化水射流[7]、復合表層改性等[8]。機械噴丸對構件殘余壓應力和硬度的提高幅度不大，疲勞壽命提高不明顯[9-10]。空化水射流和激光噴丸可在構件表面引入較高的殘余壓應力，大幅提高表層的顯微硬度，但是改性層的深度較淺，表面粗糙度過大[11]。復合表層改性雖然改性效果良好，但是工藝復雜，成本較高，對工件的形狀有限制[12]。超聲滾壓是一種可同時實現(xiàn)金屬材料表面強化和光整加工的一體化方案，可改善表面完整性，大幅提高構件的疲勞性能[13]。超聲滾壓處理技術在傳統(tǒng)機械滾壓的基礎上加入了超聲振動，構件表面承受靜壓力和動態(tài)沖擊的雙重作用；滾壓工具頭以超過20 kHz的高頻振動沖擊構件表面，使表層材料發(fā)生劇烈塑性變形，從而在表層引入高的硬度場、殘余壓應力場以及微細結構場，有效抑制疲勞裂紋的萌生和擴展，進而大幅提高構件的疲勞壽命[14]。但是，超聲滾壓工藝參數(shù)對構件表面完整性和構件疲勞性能的影響規(guī)律還需要深入探索，表面完整性各指標對疲勞性能的影響機理還不明確。

作者在不同靜壓力下對滲碳+淬回火態(tài)20CrNiMo鋼表面進行超聲滾壓處理，研究了超聲滾壓后表面顯微組織、表面粗糙度、顯微硬度和殘余應力分布以及旋轉彎曲疲勞性能，探究了超聲滾壓處理對20CrNiMo鋼疲勞性能影響的機理，以期為長壽命重載齒輪的制造提供試驗參考。

1. 試樣制備與試驗方法

試驗材料為20CrNiMo鋼，熱處理態(tài)為正火態(tài)，主要化學成分（質量分數(shù)/%）為0.22C，0.58Cr，0.27Si，0.6Mn，0.53Ni，0.24Mo，0.004P，0.001S，余Fe；沿軋制方向的抗拉強度、屈服強度和斷后伸長率分別為990 MPa，800 MPa和16%。在試驗鋼上截取如圖1所示的疲勞試樣，對試樣進行滲碳+淬回火處理，具體熱處理工藝：930 ℃滲碳180 min，820 ℃淬火，油冷，200 ℃回火120 min。熱處理后打磨試樣，以去除表面脫碳層，然后超聲清洗并吹干。滲碳+淬回火處理后試樣表面和心部的顯微組織如圖2所示，可見：經(jīng)過滲碳+淬回火處理后，20CrNiMo鋼表面組織為回火馬氏體和少量殘余奧氏體，由于碳含量較高，馬氏體具有針狀特征；心部碳含量較低，組織主要為板條馬氏體和少量鐵素體。

圖 1 疲勞試樣的形狀和尺寸

Figure 1. Shape and size of fatigue sample

圖 2 滲碳＋淬回火后試驗鋼表面和心部的顯微組織

Figure 2. Microstructures of surface (a) and core (b) of test steel after carburizing + quenching and tempering

采用超聲滾壓專用設備對試樣表面進行強化，該設備由臥式車床和HKC30-50型豪克能超聲滾壓裝置組成，具體結構如圖3所示。將試樣安裝在三角卡盤上，沖擊頭與試樣表面接觸，靜壓力通過沖擊頭垂直作用于試樣表面，在試驗過程中采用冷卻液對試樣進行冷卻。沖擊頭采用YG6硬質合金球，表面硬度為90 HRA，直徑為10 mm。在前期試驗[15]的基礎上，優(yōu)化得到的超聲滾壓工藝參數(shù)為超聲振動頻率25 kHz、轉速180 r·min?1、工具頭進給速度0.2 mm·r?1、超聲沖擊振動幅值8 μm，靜壓力分別為700，800，900，1 000 N。

圖 3 超聲滾壓裝置結構示意

Figure 3. Schematic of ultrasonic rolling device structure

按照GB/T 4337—2015《金屬材料 疲勞試驗旋轉彎曲方法》，采用QBWP-6000J型簡支式旋轉彎曲疲勞試驗機對試樣進行室溫旋轉彎曲疲勞試驗，轉速設定為2 500 r·min?1，安全系數(shù)為1.5，外加載荷為100 N，當試樣失效或達到設定的循環(huán)次數(shù)107周次時停止試驗。每組工藝重復5次試驗，取試驗結果的平均值。

將試樣用乙醇超聲清洗并風干后，采用VK-X1000型激光共聚焦顯微鏡觀察試樣表面形貌，測定表面粗糙度。采用HDS-I型X射線應力儀測試樣表面殘余應力，掃描方式為側傾固定ψ法，定峰方法采用交相關法；通過電解剝層法測試樣沿深度方向的殘余應力，剝層電解液為氯化銨飽和溶液+體積分數(shù)3%甘油。采用INNOVATEST FALCON 500型維氏顯微硬度計測定試樣截面硬度，載荷為1.96 N，保載時間為15 s，測試間距為0.1 mm。采用LSM-900型掃描電鏡（SEM）觀察疲勞斷口形貌。

2. 試驗結果與討論

2.1 表面形貌

磨削和車削加工在試樣表面留下的刀痕會造成截面幾何形狀發(fā)生突變，是微型的應力集中區(qū)，在交變載荷下該區(qū)域極易萌生疲勞裂紋。消除表面加工刀痕，降低表面粗糙度可以減緩應力集中，是提高疲勞性能的有效方法。由圖4可以看出：超聲滾壓后試樣的加工刀痕變淺，表面質量明顯改善；當超聲滾壓靜壓力為700 N時，試樣表面仍存在明顯的加工刀痕，表面粗糙度較高；隨著靜壓力增加，表面刀痕明顯減少，當靜壓力達到900 N及以上時，表面刀痕幾乎完全消失，當靜壓力為1 000 N時，表面出現(xiàn)了少許微裂紋和剝落坑。超聲滾壓前以及700，800，900，1 000 N超聲滾壓后，試樣表面粗糙度Ra分別為0.51，0.36，0.23，0.17，0.33 μm?？梢姡撼暆L壓后試樣表面粗糙度相比超聲滾壓前明顯降低；隨著靜壓力的增加，表面粗糙度先減小后增大，當靜壓力為900 N時，表面粗糙度最低，僅為超聲滾壓前試樣的30%。在材料屈服并開始塑性變形時施加超聲激勵，會產生聲軟化效應，降低材料塑性變形時的流變應力[16-17]，因此超聲滾壓可降低加工表面粗糙度，實現(xiàn)表面光整加工。

圖 4 不同靜壓力下超聲滾壓前后試樣的表面形貌

Figure 4. Surface morphology of samples before (a) and after (b–e) ultrasonic rolling under different static pressures

2.2 顯微硬度

由圖5可以看出：未經(jīng)超聲滾壓（超聲滾壓前）的試樣表面硬度達到739 HV，隨著距表面距離的增加，硬度逐漸降低，在距表面距離超過1 mm后硬度趨于穩(wěn)定，約為550 HV；超聲滾壓后試樣表面的顯微硬度提高，隨著距表面距離的增加，硬度逐漸降低；700，800，900，1 000 N超聲滾壓后，試樣的表面硬度分別為882，905，966，990 HV，相比于超聲滾壓前的試樣，表面硬度分別提高了19.4%，22.5%，30.7%，34.0%。隨著靜壓力的增加，超聲滾壓后表層的顯微硬度提高。顯微硬度提高主要是由超聲滾壓導致表層材料塑性應變引起的加工硬化造成的，同時超聲滾壓可以細化表層晶粒，產生的細晶強化效應也會導致硬度提高[18-19]。超聲滾壓后試樣表面的顯微硬度與其疲勞裂紋擴展門檻值正相關[20]；顯微硬度越高，疲勞裂紋開始擴展所需要的驅動力就越大，裂紋越不容易擴展，材料抗疲勞裂紋擴展的能力越強。

圖 5 不同靜壓力下超聲滾壓前后試樣的截面硬度分布曲線

Figure 5. Section microhardness distribution of samples before and after ultrasonic rolling under different static pressures

2.3 殘余應力

由圖6可以看出，超聲滾壓后試樣表層800 μm深度范圍內為殘余壓應力，隨著距表面距離的增加，殘余壓應力先增大后減小。當靜壓力為700，800，900，1 000 N時，產生的最大殘余壓應力分別為798，940，1 128，1 035 MPa。隨著靜壓力的增加，殘余壓應力最大值以及所在深度均先增后降。當靜壓力超過900 N后，沖擊頭作用在試樣表面的作用力超過了材料的屈服強度，試樣表面出現(xiàn)了微裂紋和片狀剝落，導致表層殘余壓應力出現(xiàn)松弛[21]。

圖 6 不同靜壓力下超聲滾壓后試樣的殘余應力分布曲線

Figure 6. Residual stress distribution curves of samples after ultrasonic rolling under different static pressures

2.4 疲勞壽命

由圖7可以看出：超聲滾壓前試樣的旋轉彎曲疲勞壽命僅約為25.6×104周次，超聲滾壓后所有試樣的疲勞壽命均得到不同程度的提高。當靜壓力為700，800，900，1 000 N時，試樣的疲勞壽命分別約為146.5×104，595.0×104，697.3×104，651.6×104周次，分別為超聲滾壓前的5.7，23.2，27.2，25.5倍。隨著靜壓力的增加，試樣的疲勞壽命先增后降，900 N靜壓力下的疲勞壽命最長。表面粗糙度的降低可以減緩機械加工引起的應力集中問題，使得裂紋在表面萌生的概率大大降低，間接抑制疲勞裂紋的萌生，從而提高疲勞壽命。700 N靜壓力的表面粗糙度與1 000 N靜壓力下相當，而1 000 N靜壓力下的疲勞壽命明顯更高，這說明表面粗糙度不是影響試樣疲勞壽命的決定性因素。顯微硬度反映了材料組織的結合強度和抵抗塑性變形的能力，在一定范圍內提高材料表層硬度，對于改善疲勞性能是有益的，但試樣的疲勞壽命并不隨著硬度的升高而提高，這說明顯微硬度并非是影響疲勞性能的決定性因素。超聲滾壓后試樣疲勞壽命的變化趨勢和其表層最大殘余壓應力的變化趨勢一致，說明殘余壓應力對提高疲勞壽命有決定性的影響。構件在承受交變載荷時，表面往往承受最大拉應力。超聲滾壓處理在試樣表層引入的殘余壓應力可以抵消部分拉應力，使得裂紋萌生概率大大降低。同時，殘余壓應力會對裂紋形成閉合效應，進而對裂紋擴展形成一定的阻力，導致裂紋擴展需要消耗的應變能變多，從而提高試樣的抗疲勞性能[22]。

圖 7 不同靜壓力下超聲滾壓前后試樣的旋轉彎曲疲勞壽命

Figure 7. Rotary bending fatigue life of samples before and after ultrasonic rolling under different static pressures

2.5 疲勞斷口形貌

由圖8可以看出，超聲滾壓前試樣疲勞斷口存在多個疲勞裂紋源，裂紋源位于試樣表面，斷裂類型為多源疲勞斷裂。在交變應力作用下，微坑、加工刀痕等缺陷位置產生較高的應力集中，導致疲勞裂紋萌生概率增加。裂紋自表面萌生后向試樣內部擴展。相對平滑的裂紋擴展區(qū)位于斷口四周，瞬斷區(qū)位于中間區(qū)域，裂紋擴展區(qū)凸凹不平，這是因為各個裂紋源不在同一個平面，斷裂面相交形成臺階或撕裂棱。當靜壓力為700 N時，超聲滾壓后的疲勞斷口存在多個裂紋源，呈現(xiàn)多源疲勞斷裂特征，裂紋源位于試樣表面。這是由于靜壓力較小時試樣表面仍存在較多的加工刀痕和微坑，應力集中區(qū)多，在交變應力作用下裂紋在多個應力集中位置萌生。與超聲滾壓前相比，700 N超聲滾壓后疲勞斷口中裂紋源數(shù)量減少，部分裂紋擴展區(qū)面積較小，說明裂紋的擴展并不是同時開動，擴展速率相差較大。800，900 N超聲滾壓后試樣表面未見明顯裂紋源，主裂紋源位于次表層，這是因為隨著靜壓力的增加，表面粗糙度大幅降低，硬度增加，表層殘余壓應力增加，三者的共同作用阻止了裂紋在表面的萌生和擴展，導致裂紋萌生位置向次表層轉移[23-24]；裂紋擴展區(qū)面積超過斷口面積的一半，瞬斷區(qū)面積較小，說明疲勞裂紋擴展時間較長；主疲勞裂紋源較明顯，但未呈現(xiàn)典型的“魚眼”特征，裂紋源中心未發(fā)現(xiàn)凹坑或夾雜物，這可能是因為裂紋源中心的夾雜物尺寸太小或已經(jīng)脫落。1 000 N超聲滾壓后疲勞斷口中僅在次表層存在一個明顯的裂紋源，與900 N超聲滾壓后的試樣相比，裂紋源距表面更近，這與其表層殘余壓應力降低、表面質量惡化有關。

圖 8 不同靜壓力下超聲滾壓前后試樣的疲勞斷口形貌

Figure 8. Fatigue fracture morphology of samples before (a–b) and after (c–f) ultrasonic rolling under different static pressures: (a, c–f) overall morphology and (b) enlarged morphology of fatigue crack initiation before ultrasonic rolling

3. 結論

（1）滲碳+淬回火處理20CrNiMo鋼試樣經(jīng)超聲滾壓處理后的表面粗糙度明顯降低，加工刀痕變淺；隨著靜壓力的增加，表面粗糙度呈先降低后增加的趨勢，當靜壓力為900 N時，表面粗糙度Ra最低，為0.17 μm；當靜壓力超過900 N后，表面出現(xiàn)少許微裂紋和剝落坑。超聲滾壓后，試樣表層硬度提高，且隨著靜壓力的增加，硬度呈升高趨勢。

（2）超聲滾壓在試樣表層引入梯度分布的殘余壓應力，隨著距表面距離的增加，殘余壓應力先增加后降低；隨著靜壓力的增加，殘余壓應力最大值先增后降，當靜壓力為900 N時，殘余壓應力最大值最大，為1 128 MPa。

（3）超聲滾壓后試樣的旋轉彎曲疲勞壽命顯著提高；隨著靜壓力的增加，疲勞壽命先增后降，當靜壓力為900 N時，疲勞壽命最高，達到697.3×104周次，此時疲勞裂紋源為單裂紋源，且位于次表層；試樣表層殘余壓應力最大值的變化趨勢與疲勞壽命具有高度相關性，是影響疲勞壽命的關鍵因素。

文章來源——材料與測試網(wǎng)