PCrNi3Mo鋼真空滲鉻層的組織與性能

馮凌宵， 金 浩， 楊 麗

(沈陽(yáng)理工大學(xué) 裝備工程學(xué)院， 遼寧 沈陽(yáng) 110159)

身管是火炮的重要零部件，對(duì)火炮的性能與壽命起決定性作用，而火炮身管的壽命主要受疲勞和燒蝕兩種因素的制約[1-4]。PCrNi3Mo鋼具有高強(qiáng)韌性、耐燒蝕等優(yōu)點(diǎn)，是目前最主要的身管用鋼[5-7]。但為了適應(yīng)未來(lái)戰(zhàn)爭(zhēng)中對(duì)火炮有更高初速、更大膛壓、更遠(yuǎn)射程的要求，必須保證未來(lái)身管材料具有更高的性能，包括有足夠的韌性、更高的抗燒蝕和耐腐蝕性能[8]。因此發(fā)掘新的身管內(nèi)膛熱處理技術(shù)，對(duì)現(xiàn)有的身管材料表面進(jìn)行改性處理，進(jìn)而提高火炮身管的壽命是一種比較好的處理方法[9-10]。

目前國(guó)內(nèi)外最常見的對(duì)火炮身管材料進(jìn)行表面改性的方法為電鍍鉻，將金屬鉻與工件基體通過電鍍的方式結(jié)合。但得到的鍍層脆性較高，容易產(chǎn)生裂紋而脫落，對(duì)人體和環(huán)境危害大，使用電鍍時(shí)電流的利用率較低等[11]。因此，在火炮身管材料表面進(jìn)行滲鉻的工藝應(yīng)運(yùn)而生[12]。經(jīng)過長(zhǎng)期的研究，現(xiàn)在的滲鉻技術(shù)包括固體滲鉻、液體滲鉻、氣體滲鉻[13]。本文提出的真空滲鉻技術(shù)是將真空技術(shù)與固體滲鉻相結(jié)合，既保證整個(gè)滲鉻過程的密封性更加完善，又使整個(gè)滲鉻過程為無(wú)氧化加熱[14-16]。探索了真空條件下不同保溫時(shí)間對(duì)滲鉻層組成、厚度、耐磨性能、耐腐蝕性能的影響，以期提高火炮身管材料的表面硬度、耐磨性及耐蝕性。

1 試驗(yàn)材料與方法

選用PCrNi3Mo鋼作為火炮身管材料用鋼，利用線切割將其加工成尺寸為15 mm×15 mm×5 mm板狀試樣，試驗(yàn)前將工件用240、600、800、1200、2000號(hào)砂紙逐級(jí)打磨后，利用超聲波清洗機(jī)對(duì)其進(jìn)行清洗。采用固體包埋法將工件包埋于均勻混合的滲鉻劑后將其密封。滲鉻劑中供鉻劑選用純度為99.99%，顆粒度為100目的高純度鉻粉，填充劑為氧化鋁粉，催滲劑為碘化銨。

本試驗(yàn)采用某公司自主研發(fā)設(shè)計(jì)的雙室加壓氣冷真空爐，將整個(gè)真空爐預(yù)熱60 min后，再打開放氣閥將爐內(nèi)的壓力放至室壓，打開艙門放置密封罐，將密封罐放入真空爐中進(jìn)行抽真空，當(dāng)真空爐內(nèi)真空度達(dá)到1×10-3Pa后，開始程序加熱前，打開氣路系統(tǒng)，將氬氣通入真空室中，真空爐開始根據(jù)程序加熱。以初始溫度為30 ℃，10 ℃/min的速率升溫，在爐內(nèi)溫度升至1100 ℃后分別保溫2、4、8、12 h，保溫結(jié)束后隨爐冷卻，將試樣進(jìn)行超聲波清洗后對(duì)其進(jìn)行檢測(cè)與表征。

采用XRD衍射儀分析滲層的物相組成；使用EDS分析滲層截面的成分；經(jīng)體積分?jǐn)?shù)為5%硝酸酒精腐蝕后，利用光學(xué)顯微鏡對(duì)滲層厚度進(jìn)行測(cè)量；使用自動(dòng)顯微硬度儀，載荷砝碼為0.5 kg，加載時(shí)間為10 s，在試樣表面隨機(jī)選取5個(gè)點(diǎn)測(cè)量硬度，對(duì)其結(jié)果求平均值；在摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)上對(duì)試樣進(jìn)行摩擦磨損試驗(yàn)，其中載荷為20 N，得出摩擦因數(shù)曲線，測(cè)得其磨損量。使用電化學(xué)工作站于3.5wt%NaCl溶液中測(cè)試試樣的腐蝕電化學(xué)極化曲線，將飽和甘汞電極作為參比電極，鉑電極作為輔助電極，得到其自腐蝕電位與自腐蝕電流密度。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 組織結(jié)構(gòu)分析

2.1.1 物相分析

圖1為不同保溫時(shí)間下PCrNi3Mo鋼真空滲鉻后的XRD圖譜。從圖1可以看出，在保溫2、4 h時(shí)，試樣的表面主要由Cr7C3、(Cr，F(xiàn)e)7C3組成，而保溫時(shí)間為8 h時(shí)試樣表面主要由Cr7C3組成，當(dāng)保溫時(shí)間為12 h時(shí)試樣表面主要由Cr7C3、Cr23C6組成。這是由于在滲鉻過程中，金屬鉻會(huì)隨著真空爐內(nèi)溫度的升高而氣化生成活性鉻原子，金屬鉻原子與金屬鐵原子的直徑相差不大，故可以在高溫條件下與鐵原子形成置換固溶體[17-19]，由于保溫時(shí)間不長(zhǎng)，故有(Cr，F(xiàn)e)7C3相生成；而隨著保溫時(shí)間的增加，越來(lái)越多的鐵原子被鉻原子置換出來(lái)，生成Cr7C3相；當(dāng)試樣中的鉻原子越來(lái)越多時(shí)，就會(huì)在Cr7C3相中生成Cr23C6相。且保溫時(shí)間越長(zhǎng)，新相的衍射峰越強(qiáng)。

圖1 不同保溫時(shí)間下PCrNi3Mo鋼真空滲鉻后的XRD圖譜

2.1.2 EDS分析

圖2為不同保溫時(shí)間下PCrNi3Mo鋼真空滲鉻后的線掃描圖，選取鐵、鉻、碳3種元素。從圖2可以看出，由表面到基體碳含量一直處于較低水平，但是在基體與滲層中一直含有碳元素，且滲層中的含碳量要略高于基體中的含碳量。基體中的碳是由于試樣本身含有較高含量的碳，而滲層中的碳是由于滲層的主要成分是碳與鉻的化合物，故也擁有一定的含碳量。圖2中變化比較明顯的是鉻與鐵的含量，由表面到基體，鉻的含量先升高再降低，到了滲鉻層與基體的分界面處鉻的含量陡降到一穩(wěn)定值。而鐵含量在滲鉻層與基體的分界面處升高而后趨于試樣基體含量。滲鉻層中鉻含量大于鐵含量，而基體中鐵含量大于鉻含量。通過鉻與鐵的含量對(duì)比可以進(jìn)一步確定工件表面確實(shí)有一層含鉻量較多的滲層。

圖2 不同保溫時(shí)間下PCrNi3Mo鋼真空滲鉻后的線掃描圖

2.1.3 顯微組織分析

圖3為不同保溫時(shí)間下PCrNi3Mo鋼真空滲鉻后滲層截面的顯微組織。從圖3可以看出，在保溫時(shí)間為2 h時(shí)，由于保溫時(shí)間較短，PCrNi3Mo鋼表面生成的鉻化物很薄，厚度在2 μm左右。保溫時(shí)間為4 h時(shí)，隨著滲鉻層厚度的增加，試樣的表面有白亮層，主要為富鉻層，滲層的厚度均勻，致密性和連續(xù)性都很好，形成了完整的表面滲層；表面滲層與試樣基體之間有明顯的界面，界面連續(xù)且有一定的起伏，結(jié)合圖2說明滲層與試樣基體間發(fā)生了擴(kuò)散，形成擴(kuò)散層。這是因?yàn)闈B層的生長(zhǎng)主要是由向基體擴(kuò)散的鉻原子與由基體向外擴(kuò)散的碳原子結(jié)合而成，隨著滲層厚度的增加，阻礙了鉻原子向內(nèi)擴(kuò)散，形成了鉻原子濃度梯度下降的擴(kuò)散層[20]。滲鉻層厚度達(dá)到6 μm左右。當(dāng)保溫時(shí)間為8 h及以上時(shí)，滲層厚度明顯增加，保溫時(shí)間為12 h 時(shí)，滲層厚度達(dá)到11 μm左右。

圖3 不同保溫時(shí)間下PCrNi3Mo鋼真空滲鉻后滲層截面的顯微組織

2.2 力學(xué)性能分析

2.2.1 表面硬度分析

圖4為不同保溫時(shí)間下PCrNi3Mo鋼真空滲鉻后的表面硬度值。由圖4可知，PCrNi3Mo鋼未滲鉻前工件基體的硬度值為303.4 HV0.5，真空滲鉻后，表面硬度隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)而增加，并且在12 h時(shí)達(dá)到最大值。工件在保溫時(shí)間為2 h與4 h時(shí)，表面硬度增加緩慢，為503.6與569.5 HV0.5，主要是因?yàn)楸貢r(shí)間過短，氣化的金屬鉻原子較少，表面主要以α鐵鉻固溶體為主，鉻原子向內(nèi)擴(kuò)散困難，因而表面硬度較低。隨著保溫時(shí)間增加到8 h時(shí)，(Cr，F(xiàn)e)7C3和Cr7C3等化合物層開始增加，鉻原子向內(nèi)擴(kuò)散也變得比較容易，形成一定寬度的擴(kuò)散區(qū)，表面硬度也隨之增加到850.6 HV0.5。當(dāng)保溫時(shí)間增加到12 h時(shí)，表層化合物數(shù)量激增，造成硬度大幅增加，達(dá)到1117.1 HV0.5。

圖4 不同保溫時(shí)間下PCrNi3Mo鋼真空滲鉻后的表面硬度值

2.2.2 耐磨性分析

圖5為不同保溫時(shí)間下PCrNi3Mo鋼真空滲鉻后的摩擦因數(shù)曲線。由圖5可以看出，不同試樣在干摩擦條件下，摩擦開始階段，不同試樣的曲線均先上升后下降，隨著磨損的進(jìn)行，摩擦因數(shù)趨于平緩，這個(gè)階段是試樣的摩擦磨合階段[21]。這是由于試樣滲鉻后表面硬度較高，摩擦開始階段磨屑較少，經(jīng)初始階段摩擦因數(shù)上升后，隨著摩擦面粗糙度的降低，摩擦因數(shù)逐漸趨于平穩(wěn)。而且隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，摩擦因數(shù)在逐漸降低，當(dāng)保溫時(shí)間為12 h時(shí)，最低至0.55。這是由于隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，試樣表面滲層的厚度有一定的增加，表面硬度增大，塑性變形的抗力大，黏著點(diǎn)減少，導(dǎo)致試樣表面的摩擦因數(shù)略有下降。圖6為不同保溫時(shí)間下PCrNi3Mo鋼真空滲鉻后的試樣磨損量對(duì)比，由圖6可知，保溫2 h滲鉻試樣的磨損量最多，為0.6350 mg，當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至8 h時(shí)，滲鉻試樣的磨損量為0.2025 mg；當(dāng)保溫時(shí)間為12 h時(shí)，磨損量最少，為0.1225 mg。綜上所述，經(jīng)過真空滲鉻處理后的PCrNi3Mo鋼，隨著滲鉻保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，表面滲層的硬度得以提高，耐磨性得到改善，滲鉻層的表面強(qiáng)化作用明顯。

圖5 不同保溫時(shí)間下PCrNi3Mo鋼真空滲鉻后的摩擦因數(shù)曲線

圖6 不同保溫時(shí)間下PCrNi3Mo鋼真空滲鉻后的磨損量

2.3 電化學(xué)腐蝕分析

圖7為不同保溫時(shí)間下PCrNi3Mo鋼真空滲鉻后在3.5wt% NaCl溶液中的腐蝕極化曲線?？梢钥闯?，PCrNi3Mo鋼基體在3.5wt% NaCl溶液中表現(xiàn)為活性溶解，陽(yáng)極極化電流密度隨極化電位的提高而增加；當(dāng)保溫時(shí)間為2 h時(shí)，試樣沒有出現(xiàn)鈍化區(qū)，仍然表現(xiàn)為活性溶解，但相對(duì)于未滲試樣，保溫時(shí)間為2 h時(shí)試樣的自腐蝕電位更正，說明相對(duì)于未滲試樣，保溫時(shí)間為2 h試樣的耐腐蝕性有所增加。當(dāng)保溫時(shí)間增加至4 h時(shí)，試樣在溶液中由Tafel區(qū)較為平滑地轉(zhuǎn)變到鈍化區(qū)，沒有表現(xiàn)出從活化區(qū)到鈍化區(qū)的轉(zhuǎn)變過程，表明試樣表面的鈍化膜是在自腐蝕電位下自然形成的。當(dāng)保溫時(shí)間增加至8 h和12 h時(shí)，試樣在溶液中的鈍化區(qū)較為明顯，其鈍化區(qū)相對(duì)而言較為平直且寬闊，鈍化區(qū)內(nèi)電流密度增加緩慢，其鈍化效果較好。滲鉻后試樣耐腐蝕性的提高主要是由于滲鉻層的存在有效地隔絕了腐蝕介質(zhì)和試驗(yàn)鋼基體材料，對(duì)試驗(yàn)鋼基體起到了很好的保護(hù)作用。

圖7 不同保溫時(shí)間下PCrNi3Mo鋼真空滲鉻后的動(dòng)電位極化曲線

將圖7中的極化曲線進(jìn)行擬合后得到表1數(shù)據(jù)。從表1可以看出，PCrNi3Mo鋼基體的自腐蝕電位為-490 mV，隨著保溫時(shí)間的增加，經(jīng)過滲鉻處理后的PCrNi3Mo鋼的自腐蝕電位均有不同程度的提高，當(dāng)保溫12 h時(shí)增加最多，其自腐蝕電位提高到-284 mV。PCrNi3Mo鋼基體的自腐蝕電流密度為25.23 μA/cm2，而保溫時(shí)間為2、4、8 h時(shí)，試樣的自腐蝕電流密度相似，都比基體低了1個(gè)數(shù)量級(jí)；當(dāng)保溫時(shí)間增加到12 h時(shí)，試樣的自腐蝕電流密度為0.3681 μA/cm2，比未滲試樣降低了2個(gè)數(shù)量級(jí)。這表明真空滲鉻處理后得到的滲層表面形成了一層較厚、致密的鉻化物薄膜，可以大幅度減慢腐蝕速率，有效地提高PCrNi3Mo鋼的耐腐蝕性，滲鉻保溫12 h時(shí)提高最為明顯。

表1 不同保溫時(shí)間下PCrNi3Mo鋼真空滲鉻后的極化曲線擬合結(jié)果

3 結(jié)論

1) PCrNi3Mo鋼在真空條件下不同保溫時(shí)間滲鉻處理后表面形成了一層由Cr23C6、Cr7C3和(Cr，F(xiàn)e)7C3等相組成的多相化合物層。

2) PCrNi3Mo鋼的滲層深度與表面硬度隨保溫時(shí)間的增加而增加，摩擦因數(shù)與磨損量隨保溫時(shí)間的增加而降低；當(dāng)保溫時(shí)間為12 h時(shí)，滲層最厚，約為11 μm，表面硬度值最高，為1117.1 HV0.5；摩擦因數(shù)最低，低至0.55，磨損量最少，為0.1225 mg。

3) PCrNi3Mo鋼在真空條件下不同保溫時(shí)間滲鉻處理后的自腐蝕電位均高于基體的自腐蝕電位，自腐蝕電流密度相較于基體均有下降。不同滲鉻保溫時(shí)間下試樣的耐蝕性均有提高，主要得益于滲鉻層有效隔斷了腐蝕介質(zhì)和基體。