釩對熱作模具鋼表面滲碳組織及性能的影響

陳 蒙，吳日銘

（上海工程技術(shù)大學(xué) 材料工程學(xué)院，上海 201620）

0 引言

滲碳是金屬表面處理方法之一，滲碳處理后工 件由表及里具有不同的組織特征：表層為過共析體，組織為珠光體和滲碳體；過渡區(qū)為共析珠光體，心部則為鐵素體和珠光體的亞共析組織[1]。滲碳工件表現(xiàn)表面硬性及心部韌性好的特征，且淬火后表面呈壓應(yīng)力狀態(tài)，可以較好地承受磨損、疲勞及沖擊載荷[2]。此外在金屬中加入適當(dāng)?shù)暮辖鹪剡€能改變鋼材的組織與性能，金屬V是鋼材二次硬化的重要元素，其硬度高、可塑性強且不容易被氧化[3,4]。將V添加到鋼材中可以起到細(xì)化晶粒、降低熱敏感性、提高強度、耐磨性等作用[5]。然而釩的價格較高，在大規(guī)模生產(chǎn)時須考慮成本，合理調(diào)整V的最佳配比。岳超華等[6]分析了Mn、Cr和Si對合金滲碳體的成相能力及滲碳體磁學(xué)性能的影響，結(jié)果表明，機械合金化600℃真空熱處理可獲得單相滲碳體，Si的加入抑制了滲碳體的生成，而加入Mn、Cr對滲碳體生成有促進作用。程巨強[7]研究了15MnNi4Mo牙輪鉆頭滲碳熱處理后對其組織和表面硬度的影響，結(jié)果表明，牙輪鉆頭滲碳后680℃回火、820℃加熱油冷、200℃回火熱處理能細(xì)化滲層組織，提高滲碳層表面硬度。郝士明等[8]研究了4Cr5MoVSi（H11）鋼的內(nèi)氧化型滲碳層組織，結(jié)果表明，H11鋼在0.19%～0.88%的碳勢下進行滲碳時，可實現(xiàn)M7C3碳化物在滲碳層析出，且碳勢對滲碳層組織有明顯的影響，碳勢由0.49%提升到1.36%時，表層含碳量、碳化物數(shù)量逐漸增多，當(dāng)碳勢達(dá)到1.42%時，滲碳層表面出現(xiàn)M3C碳化物，這一碳勢明顯高于熱力學(xué)估算值。由于中碳鋼具有一定的塑性、韌性和強度及良好的切削性，調(diào)質(zhì)處理后有很好的綜合力學(xué)性能，但淬透性較差，容易產(chǎn)生裂紋，而滲碳處理能提高鋼的表面硬度且減少裂紋?，F(xiàn)有的研究較少涉及V對熱作模具鋼滲碳后性能和組織的影響，基于市場對中碳熱作模具鋼性能提升的需求，制備了不同V含量的3種試驗鋼，對其進行冶煉、鍛打、退火和調(diào)質(zhì)處理，進行相同工藝的滲碳處理，并綜合評價其組織和性能，揭示V在熱作模具鋼表面滲碳過程中的影響規(guī)律。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

試驗材料是含V量為0、0.2%、0.55%的3種4Cr5Mo2VSi鋼，分別命名為 V0、V2、V55，化學(xué)成分如表1所示，將樣品切割為10 mm×10 mm×30 mm的長條狀。滲碳前，樣品先進行1 030℃油淬及580℃回火的調(diào)質(zhì)處理，得到的表面硬度分別為423、485、470 HV0.2N。使用碳化硅砂紙打磨熱處理樣品表面，再拋光至鏡面，最后分別在丙酮的環(huán)境中超聲洗滌并吹干待用。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分 質(zhì)量分?jǐn)?shù)

1.2 滲碳處理

試驗在滴注式氣體滲碳爐RQ3-25-9中進行，首先通入對流氣體N2，在650℃下預(yù)熱30 min，達(dá)到滲碳溫度后保溫30 min進行真空滲碳，滲碳時間為3 h，擴散碳勢為0.9，擴散時間為2 h，滲碳壓力為500 Pa[9]。滲碳結(jié)束后隨爐冷卻至淬火溫度830℃并保溫30 min，進行油淬，然后在200℃回火3 h，滲碳工藝如圖1所示。

圖1 試驗鋼真空滲碳工藝流程

1.3 組織性能

將滲碳處理后的試樣用線切割將長方體試塊沿中心切開，經(jīng)鑲樣、拋光后用4%硝酸酒精溶液進行腐蝕。采用M-4XC倒置金相顯微鏡觀察橫截面切面形貌，使用S-3400N掃描電子顯微鏡觀察樣品的微觀結(jié)構(gòu)。通過FM-ARS900顯微硬度測試儀測量滲碳層的硬度梯度，載荷為0.2 N，保持時間15 s，對每個樣品進行至少3次測量以減小測量誤差，并用硬度梯度法測量滲碳層的厚度[10]。采用HT-1000型摩擦磨損試驗機對試樣進行常溫摩擦磨損試驗，測試載荷為10 N，轉(zhuǎn)速為100 r/min，試驗時間為30 min，旋轉(zhuǎn)直徑為φ5 mm，磨件采用Si3N4球體，試驗在無潤滑狀態(tài)下進行。

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 顯微組織

滲碳后試樣的組織從表面到基體呈三層結(jié)構(gòu)，如圖2所示。由圖2可以看出，不含V的試樣滲碳層中晶粒較大且滲碳不均勻，這會影響試樣的表面硬度和耐磨性。隨著V含量的提高，滲碳過渡層馬氏體組織尺寸變小，這種組織硬度較高、耐磨性好。說明對于滲碳鋼，添加V對其過渡層起到了改善組織結(jié)構(gòu)的作用。

圖2 試驗鋼滲碳過渡層顯微組織

圖3所示為部分滲碳層心部在金相顯微鏡下的形貌。從圖3可知，當(dāng)V含量為0.2%和0.55%時，滲碳層心部分布許多白色的碳化物顆粒，且V含量越高，碳化物顆粒越小，分布也越彌散。粗大碳化物在材料破壞時容易連接成網(wǎng)狀，導(dǎo)致零部件在使用過程中開裂或剝落。相比之下彌散分布的顆粒狀碳化物組織則較為理想，充足的碳濃度保證了零部件表層的硬度和耐磨性[11]。

圖3 試驗鋼滲碳層心部顯微組織

在距離表面100 μm的位置進行EDS掃描，得到各個元素的濃度，如圖4所示。從圖4可以看出，滲碳層存在大量的白色顆粒狀，從能譜數(shù)據(jù)可知，白色顆粒中富含C、V、Cr等元素。通過對樣品的顯微結(jié)構(gòu)和EDS能譜數(shù)據(jù)分析，認(rèn)為樣品表面的滲碳層主要以VC等碳化物的形式存在。在真空滲碳熱處理過程中，活性碳原子在高溫條件下通過原子擴散進入基體表層[12]。

圖4 試驗鋼滲碳心部SEM及EDS能譜數(shù)據(jù)

2.2 硬度值梯度

試驗鋼滲碳前后硬度檢測結(jié)果如表2所示。滲碳后3種試驗鋼的硬度都有了較大程度的提高。在含V量為0、0.2%和0.55%時制備的樣品表面硬度值分別約為822.9、1 078、1 215 HV0.2N，在V含量為0.55%時獲得最高表面硬度，說明VC析出能提高試樣的表面硬度。此外合金碳化物會引起晶格畸變，形成位錯，達(dá)到強化組織的目的。

表2 試驗鋼滲碳前后維氏硬度 HV

樣品表層的梯度硬度如圖5所示。試樣的顯微硬度隨與滲碳表面距離的增加而降低，當(dāng)V含量為0、0.2%和0.55%時，滲碳層的深度分別為555、702、894 μm。3種試驗鋼硬度值的下降趨勢基本一致，表面滲碳層硬度值遠(yuǎn)高于基體硬度值。在相同的滲碳工藝下，V含量為0.55%與0.2%的試樣滲碳后表面硬度明顯高于不含V的試樣，因為V原子與C原子反應(yīng)生成VC或V2C，使表面結(jié)構(gòu)發(fā)生了改變，提高了模具鋼的表面硬度。

圖5 試驗鋼滲碳后硬度梯度

2.3 摩擦系數(shù)

圖6所示分別是3種試驗鋼離子滲碳后的摩擦系數(shù)曲線。從圖6可以看出，試樣首先進入磨合期，這個階段3種試驗鋼的摩擦系數(shù)增長速度較快，波動幅度較大。V含量為0.2%與0.55%時的摩擦系數(shù)分別穩(wěn)定在0.55和0.4左右，未添加V的試驗鋼摩擦系數(shù)最高為0.6。這是因為摩擦磨損在開始時首先接觸表面致密的VC化合物層，滲碳層的高硬度使塑性變形得到了抑制[13]。隨著摩擦?xí)r間的延長，表面化合物層遭到破壞，形成硬度較高的滲碳物顆粒，發(fā)生磨粒磨損，導(dǎo)致接觸面積減小，進而降低摩擦系數(shù)[14]。隨著V含量的增加，試樣表面硬度提高，其摩擦系數(shù)也出現(xiàn)了一定程度的提高。

圖6 滲碳后摩擦系數(shù)

圖7所示為滲碳處理后的試驗鋼在100 r/min下摩擦磨損表面SEM微觀形貌。圖7（a）所示為未添加V試驗鋼的磨損形貌，可以看出有粘附材料和塑性變形產(chǎn)生，這是因為其承載能力不足，導(dǎo)致表面容易形成分層和硬顆粒[15]。在磨損和塑性變形的相互作用下，摩擦表面環(huán)境惡化，磨損量增加。圖7（b）所示為V含量為0.2%時試驗鋼滲碳層在同樣摩擦條件下的磨損形貌，可以看出有少量磨屑堆積和剝落坑的產(chǎn)生。當(dāng)V含量提高到0.55%時，表面出現(xiàn)犁溝和磨粒，故可得出添加V后試驗鋼的磨損機理由原來的粘著磨損轉(zhuǎn)變?yōu)槟チＤp。

圖7 摩擦磨損SEM形貌

3 結(jié)束語

對不同V含量的試驗鋼進行滲碳和性能測試，試驗鋼的V含量分別為0、0.2%和0.55%，對3種試驗鋼分別用金相顯微鏡和掃描電鏡（SEM）觀察。

（1）結(jié)果表明添加V不會改變試驗鋼的顯微組織，依舊由馬氏體組成，但添加V后碳化物和晶粒粗大的問題得到了改善。

（2）添加V后，試驗鋼的表面硬度和滲層厚度都得到了提高。V與C易于結(jié)合形成VC顆粒增強體，VC具有較高的硬度和優(yōu)越的彌散性，可強化基體并提高模具鋼的硬度。

（3）當(dāng)V含量為0.55%時，試驗鋼的摩擦系數(shù)最低，為0.4，其主要原因是滲碳后試驗鋼表面的VC在一定程度上起到了減小摩擦的作用，使含V試驗鋼的摩擦系數(shù)比不含V試驗鋼更為穩(wěn)定。