钒对热作模具钢表面渗碳组织及性能的影响

陈 蒙，吴日铭

（上海工程技术大学 材料工程学院，上海 201620）

0 引言

渗碳是金属表面处理方法之一，渗碳处理后工 件由表及里具有不同的组织特征：表层为过共析体，组织为珠光体和渗碳体；过渡区为共析珠光体，心部则为铁素体和珠光体的亚共析组织[1]。渗碳工件表现表面硬性及心部韧性好的特征，且淬火后表面呈压应力状态，可以较好地承受磨损、疲劳及冲击载荷[2]。此外在金属中加入适当的合金元素还能改变钢材的组织与性能，金属V是钢材二次硬化的重要元素，其硬度高、可塑性强且不容易被氧化[3,4]。将V添加到钢材中可以起到细化晶粒、降低热敏感性、提高强度、耐磨性等作用[5]。然而钒的价格较高，在大规模生产时须考虑成本，合理调整V的最佳配比。岳超华等[6]分析了Mn、Cr和Si对合金渗碳体的成相能力及渗碳体磁学性能的影响，结果表明，机械合金化600℃真空热处理可获得单相渗碳体，Si的加入抑制了渗碳体的生成，而加入Mn、Cr对渗碳体生成有促进作用。程巨强[7]研究了15MnNi4Mo牙轮钻头渗碳热处理后对其组织和表面硬度的影响，结果表明，牙轮钻头渗碳后680℃回火、820℃加热油冷、200℃回火热处理能细化渗层组织，提高渗碳层表面硬度。郝士明等[8]研究了4Cr5MoVSi（H11）钢的内氧化型渗碳层组织，结果表明，H11钢在0.19%～0.88%的碳势下进行渗碳时，可实现M7C3碳化物在渗碳层析出，且碳势对渗碳层组织有明显的影响，碳势由0.49%提升到1.36%时，表层含碳量、碳化物数量逐渐增多，当碳势达到1.42%时，渗碳层表面出现M3C碳化物，这一碳势明显高于热力学估算值。由于中碳钢具有一定的塑性、韧性和强度及良好的切削性，调质处理后有很好的综合力学性能，但淬透性较差，容易产生裂纹，而渗碳处理能提高钢的表面硬度且减少裂纹。现有的研究较少涉及V对热作模具钢渗碳后性能和组织的影响，基于市场对中碳热作模具钢性能提升的需求，制备了不同V含量的3种试验钢，对其进行冶炼、锻打、退火和调质处理，进行相同工艺的渗碳处理，并综合评价其组织和性能，揭示V在热作模具钢表面渗碳过程中的影响规律。

1 试验材料及方法

1.1 试验材料

试验材料是含V量为0、0.2%、0.55%的3种4Cr5Mo2VSi钢，分别命名为 V0、V2、V55，化学成分如表1所示，将样品切割为10 mm×10 mm×30 mm的长条状。渗碳前，样品先进行1 030℃油淬及580℃回火的调质处理，得到的表面硬度分别为423、485、470 HV0.2N。使用碳化硅砂纸打磨热处理样品表面，再抛光至镜面，最后分别在丙酮的环境中超声洗涤并吹干待用。

表1 试验钢的化学成分 质量分数

1.2 渗碳处理

试验在滴注式气体渗碳炉RQ3-25-9中进行，首先通入对流气体N2，在650℃下预热30 min，达到渗碳温度后保温30 min进行真空渗碳，渗碳时间为3 h，扩散碳势为0.9，扩散时间为2 h，渗碳压力为500 Pa[9]。渗碳结束后随炉冷却至淬火温度830℃并保温30 min，进行油淬，然后在200℃回火3 h，渗碳工艺如图1所示。

图1 试验钢真空渗碳工艺流程

1.3 组织性能

将渗碳处理后的试样用线切割将长方体试块沿中心切开，经镶样、抛光后用4%硝酸酒精溶液进行腐蚀。采用M-4XC倒置金相显微镜观察横截面切面形貌，使用S-3400N扫描电子显微镜观察样品的微观结构。通过FM-ARS900显微硬度测试仪测量渗碳层的硬度梯度，载荷为0.2 N，保持时间15 s，对每个样品进行至少3次测量以减小测量误差，并用硬度梯度法测量渗碳层的厚度[10]。采用HT-1000型摩擦磨损试验机对试样进行常温摩擦磨损试验，测试载荷为10 N，转速为100 r/min，试验时间为30 min，旋转直径为φ5 mm，磨件采用Si3N4球体，试验在无润滑状态下进行。

2 试验结果及分析

2.1 显微组织

渗碳后试样的组织从表面到基体呈三层结构，如图2所示。由图2可以看出，不含V的试样渗碳层中晶粒较大且渗碳不均匀，这会影响试样的表面硬度和耐磨性。随着V含量的提高，渗碳过渡层马氏体组织尺寸变小，这种组织硬度较高、耐磨性好。说明对于渗碳钢，添加V对其过渡层起到了改善组织结构的作用。

图2 试验钢渗碳过渡层显微组织

图3所示为部分渗碳层心部在金相显微镜下的形貌。从图3可知，当V含量为0.2%和0.55%时，渗碳层心部分布许多白色的碳化物颗粒，且V含量越高，碳化物颗粒越小，分布也越弥散。粗大碳化物在材料破坏时容易连接成网状，导致零部件在使用过程中开裂或剥落。相比之下弥散分布的颗粒状碳化物组织则较为理想，充足的碳浓度保证了零部件表层的硬度和耐磨性[11]。

图3 试验钢渗碳层心部显微组织

在距离表面100 μm的位置进行EDS扫描，得到各个元素的浓度，如图4所示。从图4可以看出，渗碳层存在大量的白色颗粒状，从能谱数据可知，白色颗粒中富含C、V、Cr等元素。通过对样品的显微结构和EDS能谱数据分析，认为样品表面的渗碳层主要以VC等碳化物的形式存在。在真空渗碳热处理过程中，活性碳原子在高温条件下通过原子扩散进入基体表层[12]。

图4 试验钢渗碳心部SEM及EDS能谱数据

2.2 硬度值梯度

试验钢渗碳前后硬度检测结果如表2所示。渗碳后3种试验钢的硬度都有了较大程度的提高。在含V量为0、0.2%和0.55%时制备的样品表面硬度值分别约为822.9、1 078、1 215 HV0.2N，在V含量为0.55%时获得最高表面硬度，说明VC析出能提高试样的表面硬度。此外合金碳化物会引起晶格畸变，形成位错，达到强化组织的目的。

表2 试验钢渗碳前后维氏硬度 HV

样品表层的梯度硬度如图5所示。试样的显微硬度随与渗碳表面距离的增加而降低，当V含量为0、0.2%和0.55%时，渗碳层的深度分别为555、702、894 μm。3种试验钢硬度值的下降趋势基本一致，表面渗碳层硬度值远高于基体硬度值。在相同的渗碳工艺下，V含量为0.55%与0.2%的试样渗碳后表面硬度明显高于不含V的试样，因为V原子与C原子反应生成VC或V2C，使表面结构发生了改变，提高了模具钢的表面硬度。

图5 试验钢渗碳后硬度梯度

2.3 摩擦系数

图6所示分别是3种试验钢离子渗碳后的摩擦系数曲线。从图6可以看出，试样首先进入磨合期，这个阶段3种试验钢的摩擦系数增长速度较快，波动幅度较大。V含量为0.2%与0.55%时的摩擦系数分别稳定在0.55和0.4左右，未添加V的试验钢摩擦系数最高为0.6。这是因为摩擦磨损在开始时首先接触表面致密的VC化合物层，渗碳层的高硬度使塑性变形得到了抑制[13]。随着摩擦时间的延长，表面化合物层遭到破坏，形成硬度较高的渗碳物颗粒，发生磨粒磨损，导致接触面积减小，进而降低摩擦系数[14]。随着V含量的增加，试样表面硬度提高，其摩擦系数也出现了一定程度的提高。

图6 渗碳后摩擦系数

图7所示为渗碳处理后的试验钢在100 r/min下摩擦磨损表面SEM微观形貌。图7（a）所示为未添加V试验钢的磨损形貌，可以看出有粘附材料和塑性变形产生，这是因为其承载能力不足，导致表面容易形成分层和硬颗粒[15]。在磨损和塑性变形的相互作用下，摩擦表面环境恶化，磨损量增加。图7（b）所示为V含量为0.2%时试验钢渗碳层在同样摩擦条件下的磨损形貌，可以看出有少量磨屑堆积和剥落坑的产生。当V含量提高到0.55%时，表面出现犁沟和磨粒，故可得出添加V后试验钢的磨损机理由原来的粘着磨损转变为磨粒磨损。

图7 摩擦磨损SEM形貌

3 结束语

对不同V含量的试验钢进行渗碳和性能测试，试验钢的V含量分别为0、0.2%和0.55%，对3种试验钢分别用金相显微镜和扫描电镜（SEM）观察。

（1）结果表明添加V不会改变试验钢的显微组织，依旧由马氏体组成，但添加V后碳化物和晶粒粗大的问题得到了改善。

（2）添加V后，试验钢的表面硬度和渗层厚度都得到了提高。V与C易于结合形成VC颗粒增强体，VC具有较高的硬度和优越的弥散性，可强化基体并提高模具钢的硬度。

（3）当V含量为0.55%时，试验钢的摩擦系数最低，为0.4，其主要原因是渗碳后试验钢表面的VC在一定程度上起到了减小摩擦的作用，使含V试验钢的摩擦系数比不含V试验钢更为稳定。