研究特色（创新点）
由于其优异的强度和硬度，被广泛应用于热注塑磨具和压铸磨具，但由于热作磨具的使用条件比较恶劣，对于热注塑工况来说，磨具的主要失效模式是拉毛腐蚀，而对于压铸工况，磨具的主要失效模式是热疲劳裂纹。 一般来说，磨具的失效是从表面开始的，因此改善磨具的表面性能是提高磨具使用寿命的关键。 在众多表面处理技术中，蚀刻强化具有成本低、周期短、工艺适用性好的优点，受到了广泛的青睐。 喷砂通过引起材料表面结构的变化并引入残余压缩变形来增强材料的耐磨性和疲劳性能。 但在低温环境下喷砂加固的疗效会减弱。 目前，对热作模具钢浸蚀工艺的研究较少，缺乏对低温使用性能的提高和浸蚀强化机理的研究。 因此，研究酸蚀强化对钢材低温摩擦腐蚀和热疲劳性能的影响具有重要的工程意义。
研究内容
（1）蚀刻强化对钢材表面完整性的影响研究：研究不同蚀刻工艺对热注塑磨具普通强度（50~52HRC）样品和普通强度样品（44 ~46HRC) 压铸磨具粗糙度、表面结构、显微强度、残余挠度分布和位错密度的影响。
(2)蚀刻强化对钢材低温摩擦腐蚀性能的影响：研究了不同蚀刻工艺对50-52HRC样品低温摩擦腐蚀性能的影响，得到了50的最佳蚀刻工艺。 -52HRC 样品。
(3)蚀刻强化对钢材热疲劳性能的影响：研究不同蚀刻工艺对试样热疲劳性能的影响，得到44~46HRC试样的最佳蚀刻工艺。
研究成果
1、表面形貌和表面粗糙度
从图1和图2可以看出，经过蚀刻处理后，两个强度样品的表面都存在大量的凹陷和隆起。 与单一渗碳相比，复合喷砂处理后的试样表面形貌明显改善，坑洼小且分布均匀，表面粗糙度逐渐增大。 复合喷砂处理后，50~52HRC样品和44~46HRC样品的表面粗糙度分别为Ra0.73和Ra0.97。
图1 50~52HRC样品喷砂后的表面形貌及表面粗糙度
(a) 单一渗碳 (b) 复合喷砂
图2 44~46HRC样品喷砂后的表面形貌及表面粗糙度
(a) 单一渗碳 (b) 复合喷砂
2、表面强度梯度
图3为50~52HRC样品和44~46HRC样品经过不同喷砂处理后的表面强度分布。 从图中可以看出，在加工硬化的作用下，经过蚀刻处理的两个样品的表面强度均有所增强，并且随着深度的减小，硬化效果呈现下降趋势，最终稳定于碳化物强度。 与单一渗碳工艺相比，复合蚀刻工艺后的试样表面强度和硬化层深度更高。 经过复合蚀刻处理后，50~52HRC样品的表面强度由0.1提高到。 1、硬化层深度约为145μm，而44~46HRC试样表面由0.1凸起到0.1，硬化层深度约为175μm。
图3 单一渗碳和复合蚀刻后样品的强度分布
(a) 50~52HRC (b) 44~46HRC
3、残余挠度分布
图4为50~52HRC样品和44~46HRC样品未经蚀刻喷砂后的残余挠度分布图。 从图中可以看出，由于切割过程的原因，两个未蚀刻样品表面存在约-的残余压缩挠度，但随着层深的减小，挠度逐渐衰减。 经过不同的刻蚀工艺后，50~52HRC和44~46HRC样品均产生了明显的残余压缩偏转层。 随着深度减小，残余挠度值呈现先增大后减小的趋势，最大残余挠度出现在下方地表位置。 与单一渗碳处理后的试样相比，经过复合蚀刻处理后，试样的残余挠度分布曲线与右下相连，即残余挠度值和残余挠度深度均显着增强。
对于50~52HRC样品，经复合蚀刻处理后，样品表面残余压挠度为-，最大残余压挠度位于距表面约35μm处的次表面处，为-，深度为-。残余偏转层的厚度为140μm。 对于复合蚀刻处理后的44~46HRC样品，样品表面残余压挠度为-，最大残余压挠度位于距表面约50μm处的次表面处，为-，深度为-。残余偏转层的厚度为170μm。
图4 未蚀刻和喷砂样品的残余挠度分布
(a) 50~52HRC (b) 44~46HRC
4 位错密度分析
从图5可以看出，50~52HRC和44~46HRC样品在蚀刻处理前后相组成没有变化，仅出现4个马氏体（α′-Fe）衍射峰，分别为（ 110)峰、(200)峰、(211)峰和(220)峰常用钢材的密度，但复合蚀刻样品的衍射峰硬度增加，半峰全宽(FHWM，)显着展宽，主要是因为喷砂引入了大量的缺陷导致晶体的相干散射关系被破坏，导致衍射峰硬度增加，而表面结构的细化和位错密度的增加导致衍射峰变宽。
采用改进的-Hall法估算位错密度，未刻蚀的50~52HRC样品的位错密度为4.41×1016m-2，经过复合刻蚀处理后，样品的位错密度增加至6.34×1016m-2 ，比未蚀刻样品高约 43.8%。 未喷砂处理的44~46HRC样品位错密度为2.93×1016m-2，经过复合喷砂处理后，样品的位错密度增加至4.91×1016m-2常用钢材的密度，高于未喷砂样品的位错密度。 约67.5%。
图5 未喷砂和喷砂样品的XRD图谱
(a) 50~52HRC (b) 44~46HRC
5、高温摩擦和腐蚀性能
图6为50~52HRC样品在不同测试温度下未经喷砂和复合蚀刻的腐蚀速率。 从图中可以看出，在所有测试条件下，蚀刻样品的腐蚀速率均高于未蚀刻样品。 与未蚀刻样品相比，腐蚀速率分别增加了60.7%、41.8%、38.4%、17.1%、55.1%和63.3%。
图7和图8分别显示了样品在25°C和300°C下磨损后的腐蚀表面形貌。 从图中可以看出，未蚀刻和喷砂样品在此温度范围内的腐蚀机理是相同的，均以磨料腐蚀和粘着腐蚀为主，但随着温度的降低，出现了轻微的氧化腐蚀，并且通过蚀刻形成的表面硬化层增强了材料抵抗粘着腐蚀和磨料腐蚀的能力，从而提高了材料的耐磨性。
图6 50~52HRC样品未经蚀刻和喷砂的腐蚀速率
图7 25℃腐蚀后样品的腐蚀表面形貌
a) 未喷砂 (b) 复合蚀刻
图8 样品在300 ℃腐蚀后的腐蚀表面形貌
(a) 未蚀刻 (b) 复合蚀刻
图9和图10分别是样品在400℃和500℃磨损后的腐蚀表面形貌。 从图中可以看出，在这两种温度条件下，未蚀刻和喷砂样品的主要腐蚀机理是不同的。 随着试验温度的降低，未喷砂样品的腐蚀机理由轻微氧化腐蚀转变为严重氧化腐蚀。 只有蚀刻后的样品才能在低温下保持轻微的氧化和腐蚀，从而大幅增强材料的耐磨性。
图9 400℃腐蚀后样品的腐蚀表面形貌
(a) 未蚀刻 (b) 复合蚀刻
图10 500℃腐蚀后样品的腐蚀表面形貌
(a) 未蚀刻 (b) 复合蚀刻
6、热疲劳性能
图11和图12分别为44~46HRC样品经过500次和1000次热疲劳循环后的表面形貌和热疲劳裂纹截面形貌。 从图中可以看出，经过500次热疲劳循环后，复合蚀刻处理后的样品疲劳裂纹的宽度、宽度和深度均高于未蚀刻样品，而经过1000次热疲劳循环后，蚀刻样品中主裂纹的数量明显多于未蚀刻样品。 通过估算两个样品1000次循环后的热疲劳损伤因子，未蚀刻样品为0.218，而蚀刻样品的热疲劳损伤因子为0.091，比未蚀刻样品增加了58.2%，也就是说，蚀刻后的样品表现出更优异的耐光疲劳性。 主要原因是蚀刻样品较高的表面强度可以提高材料抵抗塑性变形的能力，从而延缓裂纹的萌生，而蚀刻引入的残余压缩挠度可以增加热疲劳过程中的“有效拉伸挠度”循环，提高裂纹萌生疲劳极限，减缓裂纹扩展。
图11 11500次循环后样品表面及截面裂纹形貌
(a) (c) 未蚀刻 (b) (d) 复合蚀刻
每个循环后样品的表面和截面裂纹形貌
(a) (c) 未蚀刻 (b) (d) 复合蚀刻
研究推论
(1)蚀刻强化可以提高热注塑磨料的耐磨性。 经复合蚀刻处理后，25~500℃耐磨性提高17.1%以上。
(2)蚀刻强化可以提高压铸磨具的抗疲劳性能。 经过复合蚀刻处理后，1000次循环后样品的疲劳损伤因子提高了58.2%。
作者简介：牛童，北京大学先进刀具磨料材料及应用技术开发团队研究生，湖南省株洲市人。 主要研究方向为热作磨具钢的蚀刻处理。
供稿：牛童
读者：何希娟
排版：龚林宇
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