喷丸强化技术已广泛应用于航空汽车等机械零部件的表面强化，对其合金或钢表层组织硬度残余应力 及弯曲疲劳性能的影响，已有过许多研究〔１〕。但其对接触疲劳性能的影响，研究尚少，缺乏系 统深入地报道。接触疲劳是齿轮、轴承、凸轮轴等重要基础件及其他滚动接触件的主要失效形式之 一，由于接触疲劳失效问题复杂，影响因素多，试验数据分散性大，因而虽有过一些研究，尚未完 全明确〔２，３，４〕。因此，我们研究了２０ＣｒＭｎＴｉ、４０Ｃｒ、８５ＣｒＭｏ７（德国 钢号）钢经过热处理或复合热处理后，再喷丸强化，试图摸清喷丸强化对钢接触疲劳性能的影响规 律。 一、试验条件及方法１－试验条件材料：２０ＣｒＭｎＴｉ、４０Ｃｒ、８５ＣｒＭｏ７ 钢。试样：选用外径为５０ｍｍ的圆滚型接触疲劳试样，接触带宽为４ｍｍ。表１所示为２０Ｃ ｒＭｎＴｉ、４０Ｃｒ、８５ｆＣｒＭｏ７钢的热处理过程，热处理后分别进行喷丸处理。２－试 验方法试验在ＪＰＢＤ１５００接触疲劳试验机上进行。上下试样间的滑差率为１９－７％，冷 却与润滑采用２０号机油，油温控制在５０℃以下。表１ ２０ＣｒＭｏＴｉ、４０Ｃｒ、８５Ｃ ｒＭｏ７钢的热处理和喷丸处理钢种热处理工艺喷丸处理２０ＣｒＭｎＴｉ９３０℃±５℃渗碳８ ｈ，８３０℃淬火，１８０℃回火２ｈ弹丸处理弹簧钢弹丸直径０－８ｍｍ～１－２ｍｍ。喷丸强 度０－６Ａ；喷丸时间，４－５ｍｉｎ４０Ｃｒ６２０℃±１０℃离子氮化７ｈ，高频淬火，１８ ０℃回火２ｈ喷丸强度０－４～０－４５Ａ，其余同上。８５ＣｒＭｏ７调质、高频淬火１８０℃ 回火２ｈ同上 二、试验结果与分析１－硬度分布经喷丸与未经喷丸的试样显微硬度分布如图１ 所示。图１ 喷丸前后试样界面硬度分布 可以看出，经喷丸的试样在０－２５ｍｍ～０－５０ ｍｍ深的表层内形成一个喷丸硬化层，与未喷丸试样相比，最大硬度差值为ＨＶ１００～ＨＶ１２ ０。结合金相组织观察，可以认为表面形变硬化层的形成，是亚晶细化和位错密度增加的结果。表 面硬化层内，亚晶细化，位错密度增加。２－残余应力分布及其在运转中的衰减表２及图２所示分 别为喷丸前后试样沿层深的残余应力分布。表２ ２０ＣｒＭｏＴｉ喷丸前后的表面残余应力／Ｍ Ｐａ渗碳处理渗碳＋喷丸上试样下试样上试样下试样切向应力－３９０－５００－６１０－８８０ 径向应力－４４０－５６０－７０５－９３０ 图３为８５ＣｒＭｏ７钢在喷丸前后试样沿层深 的残余应力分布，以及在试验过程中残余应力的衰减变化。可以看出，喷丸强化引入压应力，使试 样表层获得极高的残余压应力。试样运转过程中表层的残余压应力随接触疲劳循环周数的增加，呈 衰减变化趋势。但经喷丸后的试样，其残余应力的衰减，开始较快，当循环周数达１０４次后便保 持稳定，不再有大的变图２ ４０Ｃｒ钢经离子氮化＋高频淬火处理再喷丸前后的表层残余应力化 ，使试样表面仍保留有较高的残余应力。３－接触疲劳性能喷丸与未喷丸的σｍａｘ－ｌｇＮ曲线 如图４所示。由图可知，２０ＣｒＭｎＴｉ钢经渗碳热处理后再喷丸强化，能提高高周疲劳性能而 对低周高应力接触疲劳影响较小；４０Ｃｒ、８５ＣｒＭｏ７钢热处理后再喷丸强化，可以显著提 高其接触疲劳性能。试验认为，喷丸强化可有效地提高接触疲劳性能并成倍地延长疲劳寿命。图３ ８５ＣｒＭｏ７钢运转过程中试样表面残余应力的变化４－接触区的应力分布及其对接触疲劳断 裂型式的影响在非纯滚动接触疲劳试验条件下，应力分布如图５所示。可计算出在不同赫兹应力σ ｍａｘ下的τｘｚ和τ４５°ｍａｘ的极值及其所在的坐标值，结果如图３所示。可以看出，τｘ ｚ和τ４５°ｍａｘ的极值随σｍａｘ的增大而增大。τｘｚ是近似对称交变的切应力，其极值的 位置随σｍａｘ的增大而背离接触中心（ｘ＝０处），极大值在ｘ＞０的一侧，极小值在ｘ＜０一 侧。τ４５°ｍａｘ是脉动变化的切应力，其最大值位置总是位于接触中心。图４ 喷丸与未喷丸 的试样的σｍａｘ－ｌｇＮ曲线图５ 接触区应力分布表３ ８５ＣｒＭｏ７钢试样在不同赫兹应 力σｍａｘ下的τｘｚ和τ４５°极值及其ｘ、ｚ坐标值σｍａｘ／ＭＰａｂ／ｍｍτｘｚ／ｍｉ ｎτｘｚ／ｍａｘ／ＭＰａｘ／ｍｍｚ／ｍｍτ４５°ｍａｘ／ＭＰａｘ／ｍｍｚ／ｍｍ２４２６ －８９０－５１５－５３６－３１６８１－２３－０－４５５０－４５５０－２８９０－２３３７ ２８－８３００－４０３２５５７－１６０－５４３－５６５－１０７１７－８０－０－４７０－ ４７０－３０３０－２４４７６７－９６００－４２８２６８１－１１０－５６９－５９２－５０ ７５２－６０－０－４９３０－４９２０－３１８０－２５４８０５－１９００－４５２２７９９ －５７０－５９５－６１８－７０７８５－８４－０－５１４０－５１５０－３３４０－２６８８ ４０－７６００－４７１２９１３－２２０－６１９－６４３－８０８１７－７４－０－５３６０ －５３６０－３４８０－２８１８７４－８９００－４９３３０２２－６００－６４２－６６７－ ９６８４８－４５－０－５５８０－５５６０－３５５０－２９０９０７－７４００－５０８３１ ２８－１６０－６６４－６９１－３０８７８－０８－０－５７４０－５７３０－３７３０－３０ ０９３９－４４００－５２３３２３０－２８０－６８６－７１３－８５９０６－７４－０－５９ ５０－５９４０－３８４０－３０５９７０－１１００－５３５ 由于硬度和强度呈近似线性关 系，因此可以认为τｘｚ／ＨＶ或τ４５°ｍａｘ／ＨＶ与应力／强度的意义相同。也就是说，τ ｘｚ／ＨＶ或τ４５°ｍａｘ／ＨＶ最大处就是材料的最薄弱易损处，接触疲劳裂纹易于在此处萌 生并进一步扩展。因为τｘｚ对称交变，τ４５°ｍａｘ为脉动循环，所以在靠近试样表面处τｘ ｚ／ＨＶ的全幅值（τｘｚｍａｘ／ＨＶ－τｘｚｍｉｎ／ＨＶ），大于τ４５°ｍａｘ／ＨＶ的 全幅（τ４５°ｍａｘ／ＨＶ－０），而在距表面较深远处（３－５ｍｍ～４－５ｍｍ），τ４５ °ｍａｘ／ＨＶ为最大。据此可以推断，τｘｚ的极值是引起麻点和次表层浅层剥落的主要因素， 而τ４５°ｍａｘ是引起深层剥落的主要因素。接触疲劳断裂形式常见的有三种类型，即裂纹源于 表面的麻点；裂纹源于表面或次表层的浅层剥落；裂纹源于过渡层的深层剥落。断口形貌观察发现 ，本试验中试样基本上表现为表面麻点和浅层剥落的破坏形式。这是由于渗层或强化层足够深且强 化效果显著，因而完全抑制了深层剥落所致。裂纹一般源于次表层，在扩展到一定深度（约０－２ ｍｍ）后可崩落形成麻点；也可以在扩展到０－２５ｍｍ～０－４０ｍｍ深度后，又沿与表面基本 平行的方向扩展，最后以小片状形式浅层剥落，浅层剥落断口底部呈现碾磨痕迹，形状近似扇形， 如图６所示，就其深度来说，大部分相当于τｘｚ的极值位置，与前述的理论分析是一致的。应该 指出的是，热处理强化，特别是喷丸强化使试样表层获得很高的硬度，并引入极大的残余压应力。 除提高试样表层强度提高疲劳抗力外，表层内高的切向残余应力可以有效地削弱甚至抵消τｘｚ的 作用。因此，喷丸强化通过增大表层残余应力，提高表面硬度，迫使裂纹起源于次表层。由于次表 层裂纹萌生期、扩展期较长，从而提高了接触疲劳强度，延长了疲劳寿命。 三、结论（１）喷 丸强化可使得材料的硬度和强度在表层０－２５ｍｍ～０－５ｍｍ的深度范围由于形变强化而得到 提高。（２）喷丸强化后材料表层形成更高的残余应力，在试验的开始阶段虽衰减，但循环周数达 １０３～１０４次时，便趋于稳定仍保留有效高的残余压应力。（３）喷丸强化后，试样接触疲劳 破坏形式主要表现为裂纹源于次表层的浅层剥落，其中τｘｚ是造成接触疲劳破坏的主要因素。由 于喷丸处理所引入的残余应力（主要是切向压应力）可有效地削弱τｘｚ的作用，加之表层硬度的 提高，因而可成倍地延长材料的接触疲劳寿命。（ａ）局部放大 （ｂ）整体放大 图６ 浅层剥落断口的外貌特征喷丸强化对接触疲劳性能的影响@刘云秋$沈阳工业大学!沈阳1 10023@洪鹤$沈阳工业大学!沈阳110023@赵忠俭$沈阳工业大学!沈阳11002 3@王佳华$沈阳工业大学!沈阳110023喷丸强化;;接触疲劳;;渗碳;;高频淬火;; 复合热处理研究了２０ＣｒＭｎＴｉ钢经渗碳、淬火回火处理，４０Ｃｒ钢经离子氮化＋高频淬火复合热处理，８５ＣｒＭｏ７钢高频淬火＋回火处理，以后再经喷丸强化对其接触疲劳性能的影响。结果表明，经喷丸强化后，可进一步提高钢表层硬度，获得极高的表面残余应力，有效地抑制了表面裂纹的萌生和扩展，从而大大提高了接触疲劳性能。1 北京航空材料研究所. 金属材料的表面喷丸强化. 机械工程材料,1981 (6) : 7
2 束德林. 金属力学性能. 北京: 机械工业出版社, 1987
3 藤田谷名, 吉田彰手. 浸碳钢. SNCZlの面压强过さ最适硬化层深さ. 日本机械学会论文集( 第一部)
4 朱荆璞主编. 金属表面强化技术. 北京: 机械工业出版社, 1989０－４９３３０２２－６００－６４２－６６７－９６８４８－４５－０－５５８０－５５ ６０－３５５０－２９０９０７－７４００－５０８３１２８－１６０－６６４－６９１－３０８ ７８－０８－０－５７４０－５７３０－３７３０－３００９３９－４４００－５２３３２３０－ ２８０－６８６－７１３－８５９０６－７４－０－５９５０－５９４０－３８４０－３０５９７ ０－１１００－５３５ 由于硬度和强度呈近似线性关系，因此可以认为τｘｚ／ＨＶ或τ４５ °ｍａｘ／ＨＶ与应力／强度的意义相同。也就是说，τｘｚ／ＨＶ或τ４５°ｍａｘ／ＨＶ最大 处就是材料的最薄弱易损处，接触疲劳裂纹易于在此处萌生并进一步扩展。因为τｘｚ对称交变， τ４５°ｍａｘ为脉动循环，所以在靠近试样表面处τｘｚ／ＨＶ的全幅值（τｘｚｍａｘ／ＨＶ－τｘｚｍｉｎ
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