Cr12MoV鋼滲硼后的組織與性能分析

謝春洋，孔德軍, 2

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Cr12MoV鋼滲硼后的組織與性能分析

謝春洋1，孔德軍1, 2

(1. 常州大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，常州 213164；2. 常州大學(xué)江蘇省材料表面科學(xué)與技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，常州 213164)

為提高冷作模具鋼表面性能，對(duì)Cr12MoV鋼進(jìn)行鹽浴滲硼處理，形成了約55 μm的滲硼層，據(jù)此討論液體滲硼對(duì)鋼材表面性能的影響機(jī)理。采用掃描電鏡及其配置的能譜分析儀對(duì)材料表面?界面形貌和元素分布進(jìn)行表征，通過X射線衍射儀測試其表面物相，并利用應(yīng)力分析儀對(duì)滲硼層表面殘余應(yīng)力進(jìn)行測試。結(jié)果表明：滲層表面出現(xiàn)大量孔洞，化學(xué)元素分布均勻，形成了高硬度的硼化物；結(jié)合界面化學(xué)元素發(fā)生了相互擴(kuò)散，形成梯度分布，硼化物為齒狀特征；滲硼處理后表面殘余應(yīng)力由拉應(yīng)力變?yōu)閴簯?yīng)力，可降低滲硼層裂紋擴(kuò)展傾向。

Cr12MoV鋼；滲硼處理；表面?界面；面掃描；線掃描；殘余應(yīng)力

Cr12MoV鋼具有熱處理變形小、耐磨性高、承載力大等優(yōu)點(diǎn)，在大中型冷作模具中得到廣泛應(yīng)用[1]，包括沖截用模具、冷鐓模和冷擠壓模、壓彎模及拉絲模等，其工作部分承受很大的壓力、彎曲力和摩擦力。作為萊氏體鋼，Cr12MoV鋼的凝固組織中存在大量過剩的共晶碳化物，熱處理其表面易產(chǎn)生裂紋[2?3]。因此，需要采取表面改性處理的方法以提高冷作模具的表面力學(xué)性能[4?5]，包括制備表面涂層、滲氮、滲碳和滲硼等工藝，其中滲硼處理具有成本低、工藝成熟等優(yōu)點(diǎn)，其所形成的滲硼層有優(yōu)異的耐磨性、較好的耐蝕性和抗高溫氧化性[6?8]。其中鹽浴滲硼處理可以通過調(diào)整滲硼鹽浴的配比，控制滲硼層深度、硬度和組織結(jié)構(gòu)[9?10]。目前國內(nèi)外主要研究了滲硼工藝、耐磨性能和耐腐蝕性能，而對(duì)滲硼后表面化學(xué)元素分布和界面熱擴(kuò)散研究甚少。本文通過液體鹽浴滲硼方法在Cr12MoV冷作模具鋼表面進(jìn)行滲硼處理，采用掃描電鏡、能譜儀和X射線衍射儀對(duì)其表面?界面形貌、化學(xué)元素組成和物相進(jìn)行表征，并用X射線衍射法分析殘余應(yīng)力變化特性，為建立冷作模具滲硼處理模型理供實(shí)驗(yàn)依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

試驗(yàn)材料為Cr12MoV冷作模具鋼，化學(xué)成分：C 1.45?1.70，Mo≤0.40，Ni≤0.25，Si≤0.40，P≤0.03，S≤0.03，Cr 11.00?12.50，Mo 0.40?0.60，Cu≤0.30，V 0.15?0.30，其余為Fe。滲硼設(shè)備為外熱式坩堝爐，鹽浴成分包括供硼劑、還原劑和添加劑，其中滲硼劑采用硼砂，SiC、硅鈣合金和鋁粉等作為還原劑，加入少量NaCl和其它鹽酸鹽作為助熔鹽。試驗(yàn)依據(jù)JB/T 4215-2008《滲硼》標(biāo)準(zhǔn)，鹽浴試驗(yàn)參數(shù)：1 000 ℃×6 h，180 ℃回火2 h，即得試驗(yàn)所需的試樣。滲硼后對(duì)試樣進(jìn)行線切割，尺寸為10 mm×10 mm×3 mm，對(duì)其表面-界面打磨、拋光后進(jìn)行測試分析。采用JSUPRA55型場發(fā)射掃描電鏡及其配置的電子能譜儀分析試樣表面-界面形貌和化學(xué)元素分布，通過D/max2500 PC型X射線衍射儀分析滲硼表層物相組成，并用X350-A應(yīng)力測試儀測試表面殘余應(yīng)力。

2 結(jié)果與討論

2.1 表面與斷面形貌

圖1為滲硼層表面和界面的SEM形貌。滲硼層表面出現(xiàn)較多的細(xì)小孔洞，有明顯層狀特征，如圖1(a)所示，這是由于在滲硼過程中化學(xué)元素?cái)U(kuò)散后產(chǎn)生空位，空位聚集形成坍塌導(dǎo)致孔洞的形 成[11]。一些不溶于硼化物的元素如Si、Cr等在硼化物晶界聚集，成為孔洞形成的孔核。滲硼層深度約為 55 μm，硼化物為指狀，如圖1(b)所示，這表明滲硼層界面處發(fā)生擴(kuò)散反應(yīng)，滲硼層與基體結(jié)合良好。與標(biāo)準(zhǔn)金相圖譜對(duì)比[12]，基材與表面結(jié)合處的硼化物指狀特征不明顯，其原因在于Cr12MoV鋼中C、Si、Mo、V等原子含量高，不利于硼化物的生長，縱向擴(kuò)散動(dòng)力也 不足。

2.2 XRD分析

圖2為基體和滲硼層XRD分析圖譜?；w物相主要為Fe和鐵鉻化合物，滲硼后出現(xiàn)FeB、Fe2B和(Fe,Cr)2B等硼化物。這表明滲硼層主要由FeB和Fe2B組成的雙相硼化物組成，其中FeB相的脆性大于Fe2B，是由其價(jià)電子結(jié)構(gòu)所決定的。FeB空間鍵絡(luò)的分布極不均勻，最強(qiáng)鍵與最弱鍵的Na值相差約16倍，Ea值相差約12倍。而Fe2B的最強(qiáng)鍵與最弱鍵的Na值相差3倍，Ea值僅為4倍。因此，在外力作用下，F(xiàn)eB弱鍵極易斷鍵，形成脆性裂紋[13]。一部分Cr原子與Fe原子發(fā)生置換，形成(Fe,Cr)2B化合物，含微量Cr元素的硼化物有利于改善滲硼層的脆性[14]。

圖1 滲硼層表面(a)和界面(b)形貌

圖2 滲硼層表面XRD分析

2.3 表面成分分布分析

對(duì)圖1(a)中滲硼層表面進(jìn)行面掃描分析，結(jié)果如圖3所示，其元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)(%)為B 28.05，C 9.57，O 1.60，Al 0.06，Si 0.06，S 0.07，Cr 6.84，F(xiàn)e 53.74；原子分?jǐn)?shù)(%)為B 56.50，C 17.35，O 2.18，Al 0.05，Si 0.04，S 0.05，Cr 2.86，F(xiàn)e 20.96。B元素?zé)o富集現(xiàn)象，如圖3(b)所示，這表明表面硼化物生長良好，分布均勻。C、Si和Al元素分布較為均勻，如圖3(c)~(e)所示，其中Al原子來自于滲劑，而C和Si原子一部分來源于基體擴(kuò)散，另一部分來源于滲硼劑中的SiC，在滲硼過程中發(fā)生接觸擴(kuò)散，這是導(dǎo)致C和Si原子高含量的主要原因。O元素來源于氧化物，局部有富集現(xiàn)象，如圖3(f)所示。S元素來源于基體，分布均勻，未發(fā)生擴(kuò)散反應(yīng)，如圖3(g)所示。Cr和Fe是由基體擴(kuò)散至滲硼層，其中Cr原子出現(xiàn)了部分富集，與Fe原子的部分貧集分布一致，如圖3(h)~(i)所示；其原因在于Cr原子半徑大，不溶于硼化物，但其半徑與Fe原子半徑相似，高溫時(shí)少量Cr原子可以置換晶胞中Fe原子，形成圖2中硼鐵鉻化合物。

2.4 界面成分分布分析

對(duì)圖1(b)中滲硼層界面進(jìn)行線掃描分析，結(jié)果如圖4所示。從圖4(a)可以看出O元素集中在表層，為表面形成的氧化層所致。滲層中Al元素分布高于基體，如圖4(b)所示，說明Al元素不來源于基體，而是基體表面鹽浴中長時(shí)間接觸滲劑，產(chǎn)生接觸擴(kuò)散導(dǎo)致在表層中Al原子濃度高于基體。表層和結(jié)合層均有Si原子富集，如圖4(c)所示，滲硼時(shí)Si原子以空位置換形式向基體擴(kuò)散，造成結(jié)合層Si元素富集，Si元素主要來源于滲劑接觸。表面Fe原子濃度低于基體，如圖4(d)所示，這說明滲硼層中Fe原子是從基體向外遷移的。Cr原子同Si原子相似，以置換方式向基體擴(kuò)散，因此，Cr原子濃度從滲硼層到基體逐漸減少，如圖4(e)所示。Fe和Cr原子呈同步狀態(tài)，這與表面和界面面掃描結(jié)果相一致。滲硼層與還原劑之間發(fā)生了表層擴(kuò)散現(xiàn)象，如圖4(f)所示，在表面形成了高濃度的Ca原子分布。

圖3 滲硼層面掃描分析

圖4 結(jié)合界面線掃描分析

對(duì)圖1(b)中結(jié)合界面進(jìn)行面掃描分析，結(jié)果如圖5所示。從圖5(a)可看出，在滲硼層的表層處有C原子的富集，是SiC中C原子擴(kuò)散所致。O元素出現(xiàn)在表層處，為表面形成的氧化層，如圖5(b)所示。Al和Si含量如圖5(c)和(d)所示，光亮的部分表示富集現(xiàn)象。其中O、Al和Si元素分布與線掃描相對(duì)應(yīng)，均在氧化層出現(xiàn)富集，其中Si原子在滲硼層和基體中出現(xiàn)擴(kuò)散的現(xiàn)象。Fe和Cr元素均呈現(xiàn)從基體到表層含量降低的趨勢，如圖5(e)和(f)所示。Ca為雜質(zhì)元素，分布均勻，如圖5(g)所示，沒有發(fā)生擴(kuò)散現(xiàn)象。

圖5 結(jié)合界面面掃描分析

2.5 殘余應(yīng)力分析

圖6所示為滲硼前后試樣表面的殘余應(yīng)力。從圖中可以看出，原始狀態(tài)試樣表面殘余應(yīng)力為(386.9±38) MPa的拉應(yīng)力，而滲硼處理后表面殘余應(yīng)力為(?295.2±63) MPa的壓應(yīng)力。其原因在于滲硼時(shí)表面硼勢高，B原子在α、γ-Fe中溶解率較低，當(dāng)奧氏體固溶體中B原子濃度超過或達(dá)到極限值時(shí)，發(fā)生反應(yīng)擴(kuò)散，形成復(fù)雜的間隙相，改變原來的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)，從而導(dǎo)致表面殘余應(yīng)力發(fā)生變化。當(dāng)殘余應(yīng)力變?yōu)閴簯?yīng)力時(shí)，滲硼層硬度和耐磨性能得到改善，同時(shí)可以減緩?fù)饧虞d荷的拉伸應(yīng)力，開裂傾向有所減輕。

圖7所示為試樣受力和循環(huán)應(yīng)力的示意圖，圖中為外加拉應(yīng)力，res為滲硼層所產(chǎn)生的殘余壓應(yīng)力。當(dāng)滲硼層表面產(chǎn)生疲勞裂紋時(shí)，殘余壓應(yīng)力通過閉合效應(yīng)控制疲勞裂紋擴(kuò)展，由裂紋閉合理論可知，應(yīng)力完全卸載之前，疲勞裂紋可呈閉合狀態(tài)。當(dāng)外加拉應(yīng)力大于裂紋擴(kuò)展臨界值(op)時(shí)(圖7(b))，裂紋開始擴(kuò)展，因此，只有有效應(yīng)力幅△對(duì)疲勞裂紋擴(kuò)展有影響，其中有效應(yīng)力幅△=最大拉應(yīng)力(max)?裂紋擴(kuò)展臨界值(op)，此時(shí)有效應(yīng)力強(qiáng)度因子

式中：為修正系數(shù)，為裂紋長度。

由Paris公式得，Δ與疲勞裂紋擴(kuò)展速率(a/N)的關(guān)系如下

式中：和為與材料有關(guān)的常數(shù)。

滲硼層內(nèi)形成殘余壓應(yīng)力可部分地抵消外加拉伸應(yīng)力，有效地降低最大應(yīng)力max，即減小Δ。由式(1)和(2)可知，Δ和a/N有所減小，疲勞裂紋擴(kuò)展傾向降低。這說明滲硼層產(chǎn)生的殘余壓應(yīng)力可以抑制疲勞裂紋的萌生，通過閉合效應(yīng)減小疲勞短裂紋的擴(kuò)展速率[15?16]。

圖6 滲硼前(a)后(b)試樣表面殘余應(yīng)力

圖7 受力(a)和循環(huán)應(yīng)力(b)示意圖

3 結(jié)論

1) 滲層表面存在的大量孔洞，是元素?cái)U(kuò)散時(shí)空位聚集所導(dǎo)致。硼化物為齒狀特征，與基體形成冶金結(jié)合。

2) 滲硼時(shí)元素發(fā)生了擴(kuò)散，Si、Cr原子阻礙硼化物生長，在結(jié)合層存在富集現(xiàn)象。

3) 滲硼處理后表面殘余應(yīng)力由拉應(yīng)力變?yōu)閴簯?yīng)力，可降低滲硼層裂紋擴(kuò)展傾向，改善冷作模具的表面性能。

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(編輯 高海燕)

Analysis of structures and properties of Cr12MoV steel by boronizing treatment

XIE Chun-yang1, KONG De-jun1, 2

(1. College of Mechanical Engineering, Changzhou University, Changzhou 213164, China;2. Jiangsu Key Laboratory of Materials Surface Science and Technology,Changzhou University, Changzhou 213164, China)

In order to improve the properties of cold working die steel surface, a boronized layer about 55 μm was prepared on the surface of Cr12MoV steel by the salt bath boronizing treatment, and the mechanism of boronizing treatment effect on the surface properties was discussed. The surface-interface elements distribution and morphology were characterized by SEM and EDS, and the surface phase and residual stress of boronized layer were tested by means of X-ray diffraction and stress tester. The results show that: after boronizing treatment, distribution of surface elements is uniform, and boride formed with high hardness accompanies with the appearence of massive gaps; diffusion of chemical element leads to gradient distribution and boride presents characteristic of tooth in a view of interface; the surface residual stress changes from tensile stress into compressive stress, reducing the spreading tendency of boronized layer crack.

Cr12MoV; boronizing treatment; surface-interface; plane scanning; line scanning; residual stress

TN249, TG115.5

A

1673-0224(2015)4-609-07

江蘇省科技支撐計(jì)劃(工業(yè))(BE20140818), 中國學(xué)位與研究生教育學(xué)會(huì)研究課題(C1-2013Y07-051)

2014-08-18；

2014-11-13

孔德軍，副教授，博士。電話：0519-81169810；E-mail: kong-dejun@163.com